KR102558192B1 - 고강도 알루미늄 합금 배킹 플레이트 및 제조 방법 - Google Patents

고강도 알루미늄 합금 배킹 플레이트 및 제조 방법 Download PDF

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Abstract

고강도 알루미늄 합금을 형성하는 방법. 본 방법은 스칸듐을 포함하는 알루미늄 재료를, 스칸듐이 알루미늄 재료 전반에 걸쳐 분산되어 알루미늄 합금을 형성하도록, 알루미늄 재료의 용체화 온도로 가열하는 단계를 포함한다. 본 방법은 알루미늄 합금을 등통로각 압출로 압출하여 고강도 알루미늄 합금을 형성하되, 고강도 알루미늄 합금이 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 약 40 ksi 초과가 되도록 하는 단계를 추가로 포함한다.

Description

고강도 알루미늄 합금 배킹 플레이트 및 제조 방법
관련 출원에 대한 상호 참조
본 출원은 2016년 9월 30일자로 출원된 미국 가특허 출원 제62/402,267호에 대한 우선권을 주장하며, 이의 개시 내용은 전체적으로 본 명세서에 참고로 명백히 포함된다.
기술분야
본 발명은, 예를 들어 스퍼터링 타겟 조립체에 사용될 수 있는 고강도 알루미늄 합금에 관한 것이다. 더욱 구체적으로, 본 발명은, 열적으로 안정하며 스퍼터링 타겟 조립체에서 배킹 플레이트(backing plate)로서 사용될 수 있는 고강도 알루미늄 합금에 관한 것이다. 고강도 알루미늄 합금, 고강도 배킹 플레이트, 및 타겟 조립체를 형성하는 방법이 또한 기재된다.
물리 증착("PVD") 방법은 다양한 기재(substrate) 위에 재료의 박막을 형성하기 위하여 널리 사용된다. 예를 들어, 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 구리(Cu), 탄탈럼(Ta), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo), 금(Au), 은(Ag), 백금(Pt) 및 이들 원소의 합금을 포함하는 다양한 금속 및 합금이 PVD 기술을 사용하여 침착될 수 있다. 스퍼터 침착 또는 스퍼터링으로 알려진 한 가지 PVD 공정에서, 입자들이 플라즈마와 같은 가스 이온에 의한 충격(bombardment)에 의해 스퍼터링 타겟의 표면으로부터 방출된다. 따라서, 스퍼터링 타겟은 반도체 웨이퍼와 같은 기재 상에 침착되는 재료를 위한 공급원이다.
예시적인 스퍼터링 조립체(10)의 일부분의 개략도가 도 1에 도시되어 있다. 스퍼터링 조립체(10)는 스퍼터링 타겟(14)이 접합되어 있는 배킹 플레이트(12)를 포함한다. 반도체 재료 웨이퍼(18)가 조립체(10) 내에 있으며 타겟(14)의 스퍼터링 표면(16)으로부터 이격되도록 제공된다. 작동 시, 입자 또는 스퍼터링되는 재료(22)가 타겟(14)의 표면(16)으로부터 변위되어 웨이퍼(18) 위에 코팅(또는 박막)(20)을 형성하는 데 사용된다. 도 1에 도시된 스퍼터링 조립체(10)는 예시적인 구성인 것으로 이해되어야 하는데, 예를 들어 타겟 및 배킹 플레이트 둘 모두가 임의의 적합한 크기 또는 형상일 수 있기 때문이다.
스퍼터링 타겟은 배킹 플레이트에 커플링되거나 부착될 수 있다. 배킹 플레이트는 스퍼터링 공정 동안 스퍼터링 타겟을 지지할 수 있고, 예를 들어 스퍼터링 타겟의 뒤틀림(warping)을 감소시킬 수 있다. 스퍼터링 타겟을 배킹 플레이트에 부착하는 한 가지 방법은 열간 등압 성형(hot isotactic pressing)("힙핑"(HIPing or hipping))이다. 힙핑은 스퍼터링 타겟과 배킹 플레이트를 힙핑 온도로 가열한 후에 함께 가압함으로써 스퍼터링 타겟을 배킹 플레이트에 접합하는 데 사용될 수 있다.
일부 실시 형태에서, 배킹 플레이트(12)는, 예를 들어 높은 영률(E) 및 높은 항복 인장 강도(YS)를 포함하는 높은 기계적 강도; 타겟 재료의 열팽창 계수에 필적하는 열팽창 계수; 양호한 열전도도; 및 타겟 재료와 유사한 전기적 및 자기적 특성을 가질 수 있다.
항복 강도 또는 영률은 재료 내에서 특정 양의 소성 변형이 생성될 때의 응력을 결정한다. 스퍼터링 타겟 재료의 열팽창 계수에 필적하는 열팽창 계수를 갖는 것은, 스퍼터링 동안 배킹 플레이트(12)와 스퍼터링 타겟(14)이 분리될 위험성을 감소시킨다. 양호한 열전도도는 냉각 효율을 개선한다. 타겟 재료와 유사한 전기적 및 자기적 특성을 갖는 것은 스퍼터링 동안 스퍼터링 조립체(10)를 통과하는 자속(magnetic flux) 및 전속(electrical flux)을 최적화한다.
반도체 웨이퍼 제작 기술의 발전은, 특히 300 mm 내지 450 mm 크기의 웨이퍼의 제작의 경우, 점점 더 큰 타겟에 대한 요구로 이어졌다. 더 큰 타겟 크기는 결국 타겟 뒤틀림을 최소화하거나 회피하기 위해 더 큰 강도의 배킹 플레이트 재료를 필요로 한다. 배킹 플레이트 재료에서는 개선이 이루어졌지만, 특히 처리량, 필름 품질 및 균일성을 개선하기 위해 점점 더 높은 스퍼터링 출력이 사용된다는 관점에서, 더 큰 타겟 치수를 지지하기에 충분한 강도를 제공하기 위해 점점 더 강한 재료가 필요하다.
배킹 플레이트는 현재 가장 흔하게는 알루미늄, 구리, 알루미늄 합금 및 구리 합금으로부터 형성된다. Cu 합금은 높은 강도 및 열안정성을 제공하는 반면, Al 합금은 저렴하며 더 경량인 이점을 갖는다. 그러나, 대부분의 시판용 Al 합금은, 보통 250℃ 초과이며 종종 300℃에 더 가까운 힙핑 온도 부근에서 피크 강도를 잃는다. 따라서, 높은 온도 안정성 및 항복 강도를 갖는 고강도 배킹 플레이트에 대한 필요성이 존재한다.
고강도 알루미늄 합금을 형성하는 방법이 본 명세서에 개시된다. 본 방법은, 스칸듐을 포함하는 알루미늄 재료를, 스칸듐이 알루미늄 재료 전반에 걸쳐 분산되어 알루미늄 합금을 형성하도록, 알루미늄 재료의 용체화(solutionizing) 온도로 가열하는 단계를 포함한다. 본 방법은, 알루미늄 합금을 등통로각 압출(equal channel angular extrusion)로 압출하여 고강도 알루미늄 합금을 형성하되, 고강도 알루미늄 합금이 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 40 ksi 초과가 되도록 하는 단계를 추가로 포함한다. 일부 실시 형태에서, 본 방법은, 스칸듐의 적어도 일부분이 고강도 알루미늄 합금 전반에 걸쳐 분산질을 형성하도록, 고강도 알루미늄 합금을 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 시효(aging)시키는 단계를 추가로 포함한다.
스퍼터링 조립체 배킹 플레이트에 사용하기 위한 알루미늄 합금을 형성하는 방법이 또한 본 명세서에 개시된다. 본 방법은 용융된 알루미늄에 스칸듐을 첨가하여 알루미늄 재료를 형성하는 단계 및 알루미늄 재료를 주조하는 단계를 포함한다. 본 방법은, 스칸듐의 적어도 일부분이 알루미늄 재료 전반에 걸쳐 용해되어 알루미늄 합금을 형성하도록, 알루미늄 재료를 약 8시간 내지 약 120시간 동안 약 500℃ 내지 약 650℃의 온도로 가열하는 단계, 및 스칸듐이 알루미늄 합금 전반에 걸쳐 용해된 채로 유지되도록 알루미늄 합금을 담금질하는 단계를 추가로 포함한다. 본 방법은, 알루미늄 합금을 등통로각 압출로 압출시켜 고강도 알루미늄 합금을 형성하는 단계; 및 스칸듐의 적어도 일부분이 고강도 알루미늄 합금 전반에 걸쳐 분산질을 형성하도록, 알루미늄을 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 시효시키는 단계를 추가로 포함한다. 고강도 알루미늄 합금은 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 40 ksi 초과이다.
알루미늄 합금을 포함하는 배킹 플레이트를 포함하는 스퍼터링 조립체가 또한 본 명세서에 개시된다. 알루미늄 합금은, 주성분으로서의 알루미늄으로 금속 매트릭스를 형성하며 알루미늄 합금의 약 0.1 중량% 내지 약 15.0 중량%의 중량 백분율로 존재하는 스칸듐을 함유하는 알루미늄 재료를 포함한다. 스칸듐의 적어도 일부분은 알루미늄 합금 전반에 걸쳐 분포된 분산질을 형성하고; 알루미늄 합금은 알루미늄 합금이 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 40 ksi 이상이다.
다수의 실시 형태가 개시되어 있지만, 본 발명의 또 다른 실시 형태가 본 발명의 예시적인 실시 형태를 도시하고 설명하는 하기의 상세한 설명으로부터 당업자에게 명백해질 것이다. 따라서, 도면 및 상세한 설명은 제한적이 아닌 사실상 예시적인 것으로 간주될 것이다.
도 1은 물리 증착 장치의 일부분의 개략도이다.
도 2는 등통로각 압출(ECAE) 장치의 일부분의 개략도이다.
도 3은 일부 실시 형태에 따른 Al 합금을 형성하는 방법의 흐름도이다.
도 4는 예시적인 알루미늄 재료에 대한 브리넬 경도(Brinnell hardness) 대 항복 강도의 비교 도면이다.
도 5는 온도 대 소정 알루미늄 합금의 항복 강도를 비교하는 그래프이다.
도 6은 온도 대 예시적인 알루미늄 합금의 항복 강도를 비교하는 그래프이다.
도 7은 온도 대 소정 알루미늄 합금의 항복 강도를 비교하는 그래프이다.
도 8은 다양한 온도에서 소정 알루미늄 재료의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 9는 소정 알루미늄 재료의 조성 대 열안정성을 비교하는 그래프이다.
도 10은 소정 알루미늄 재료의 조성 대 경도를 비교하는 그래프이다.
도 11은 다양한 온도에서 1시간 동안 어닐링하는 것의 함수로서 소정 알루미늄 재료의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 12는 다양한 온도에서 1시간 동안의 어닐링의 함수로서 소정 알루미늄 재료의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 13a 내지 도 13d는 광학 현미경으로 촬영한 다양한 알루미늄 합금의 현미경 사진이다.
도 14a 내지 도 14c는 광학 현미경으로 촬영한 다양한 알루미늄 합금의 현미경 사진이다.
도 15는 다양한 알루미늄 합금의 강도를 비교하는 그래프이다.
도 16은 다양한 어닐링 온도의 함수로서 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 17은 다양한 어닐링 온도의 함수로서 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 18은 다양한 어닐링 시간 및 온도의 함수로서 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 19는 다양한 지속시간 동안 가열된 후의 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 20은 다양한 온도로 가열된 후의 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
도 21a 및 도 21b는 광학 현미경으로 촬영된, 다양한 온도로 가열한 후의 알루미늄 합금의 현미경 사진이다.
도 22a 내지 도 22c는 광학 현미경으로 촬영된, 다양한 온도로 가열한 후의 알루미늄 합금의 현미경 사진이다.
도 23a 내지 도 23c는 광학 현미경으로 촬영된, 다양한 온도로 가열한 후의 알루미늄 합금의 현미경 사진이다.
도 24는 다양한 온도에서 소정 알루미늄 합금의 경도를 비교하는 그래프이다.
높은 강도 및 열안정성을 갖는 알루미늄(Al) 합금 배킹 플레이트 및 이의 제조 방법이 본 명세서에 개시된다. 더욱 구체적으로, 배킹 플레이트가 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에, 항복 강도가 40 ksi 초과이고/이거나 입도(grain size)가 직경 약 1 마이크로미터 미만인 Al 합금 배킹 플레이트가 본 명세서에 기재된다. 다른 실시 형태에서, Al 합금은 배킹 플레이트가 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 약 40 ksi 내지 약 50 ksi 또는 약 40 ksi 내지 약 65 ksi일 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금 배킹 플레이트는 스칸듐(Sc)을 함유하며, 예를 들어 Sc 및 Al을 함유하는 분산질을 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금 배킹 플레이트는 Sc 및 지르코늄(Zr)을 함유할 수 있고, Al과 Sc 및/또는 Zr을 함유하는 분산질을 형성할 수 있다. 등통로각 압출(ECAE)에 의한 것을 포함하는 고강도 Al 합금을 형성하는 방법이 또한 개시된다.
Al 합금은 Al로 형성된 금속 매트릭스, 금속 매트릭스 전반에 걸쳐 분포된 분산질, 및 선택적으로 추가적인 원소를 포함한다. 금속 매트릭스는 Al로부터 형성된다. 즉, 금속 매트릭스는 주성분으로서의 Al로 형성된다. 예를 들어, 시재료는 고순도 Al 및 미량 원소일 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금이 또한 금속 매트릭스를 제조하는 데 사용될 수 있다. 금속 매트릭스를 형성하기 위한 시재료로서 사용될 수 있는 적합한 Al 합금은 Al5083 및 Al5456을 포함한다.
금속 매트릭스는 결정 구조로 배열된 주성분의 금속 원자로 형성된 재료 본체이다. 즉, Al 금속 매트릭스는 결정 구조로 배열된 Al 원자를 함유한다. 금속 매트릭스는 재료 본체의 베이스 결정 구조를 형성하는 완전히 순수하거나 고도로 순수한 금속일 수 있다. 금속 매트릭스 결정 구조 내로 첨가제가 도입될 수 있다. 첨가제 또는 첨가제들이 충분히 낮은 농도로 금속 매트릭스에 존재하는 경우, 첨가제 또는 첨가제들은 첨가제 또는 첨가제들의 개별 원자는, 매트릭스를 형성하는 주성분의 원자들 사이에서 또는 주성분의 원자를 대체함으로써 결정 구조 전반에 걸쳐 확산되도록 금속 매트릭스 전반에 걸쳐 분산될 수 있다.
높은 항복 강도를 갖는 Al 합금은 Al 매트릭스 전반에 걸쳐 분산질을 형성하기에 적합한 Sc 및/또는 추가적인 첨가제의 농도를 갖는다. 분산질은 제1 물질 중에 분포되거나 분산된 제2 물질의 미분 입자이다. 야금에서, 분산질은 Sc와 같은 소정 원소와 조합된 Al로부터 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금은 Al 합금의 총 중량의 약 0.05 중량% 내지 약 20 중량%의 중량 백분율로 Al 내에 적어도 하나의 재료와 조합된 Al로 형성된 분산질을 함유한다. 일부 실시 형태에서, Al에 첨가되는 재료는 크롬(Cr), 철(Fe), 하프늄(Hf), 망간(Mn), 니오븀(Nb), 니켈(Ni), 스칸듐(Sc), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 지르코늄(Zr), 이트륨(Y), 리튬(Li), 탄탈럼(Ta), 몰리브덴(Mo), 또는 주기율표의 란타넘족 계열의 원소(즉, 란타넘(La), 세륨(Ce), 프라세오디뮴(Pr), 네오디뮴(Nd), 프로메튬(Pm), 사마륨(Sm), 유로퓸(Eu), 가돌리늄(Gd), 터븀(Tb), 디스프로슘(Dy), 홀뮴(Ho), 에르븀(Er), 탈륨(Tm), 이터븀(Yb), 및 루테튬(Lu))일 수 있다. 예를 들어, 적합한 분산질은 화학식 AlnX를 가질 수 있으며, 여기서 "n"은 3 이상이고, X는 Cr, Fe, Hf, Mn, Nb, Ni, Sc, Ti, V, Zr, Y, Li, Ta, Mo, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 또는 Lu 중 적어도 하나이다. 분산질에 존재하는 몇몇 X 원소를 갖는 것이 또한 가능하며, 예를 들어, 분산질은 Aln(X1, X2)m의 형태일 수 있으며, 여기서 "n" 및 "m은 양의 정수이고, X1 및 X2는 상기 목록으로부터 취해진 원소이며, "m"에 대한 "n"의 비는 3 이상이다. 모든 X 원소는 특정 AlnXm 조성을 가질 것이며, 여기서 "m"에 대한 "n"의 비는 가능한 최고일 것이다(예컨대, 이는 Al 합금 내의 원소 X의 농도가 낮을 때 처음으로 형성되며 최대 Al 함량을 갖는 상일 것이다). Al 합금은 Al 합금 내에 약 0.1 중량% 내지 약 1.0 중량%의 중량 백분율로 존재하는 Cr, Fe, Hf, Mg, Mn, Nb, Ni, Ti, V, Zr, Y, Li, Ta, Mo, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 또는 Lu 중 적어도 하나 및 Sc와 조합된 Al로 형성된 분산질을 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, Sc를 함유하는 분산질에 더하여, Al 합금은 또한 용융 동안 첨가될 수 있는 산화물, 규화물 및 탄화물(예를 들어, 그래핀, 나노튜브)로부터 형성된 분산질을 포함할 수 있다.
일부 실시 형태에서, 안정한 일차 상(primary phase) 또는 안정한 일차 입자는 화학식 Aln(X)m을 갖는 재료일 수 있으며, 여기서 "n" 및 "m"은 양의 정수이고, X는 Cr, Fe, Hf, Mn, Nb, Ni, Sc, Ti, V, Zr, Y, Li, Ta, Mo, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 또는 Lu 중 적어도 하나이다. 전형적으로, Aln(X)m은, 주조 시에 용융 합금의 냉각 동안, 그리고 주어진 조성 및 용융 및 냉각의 공정 조건에 대해 X 원소의 농도가 알루미늄 매트릭스 내의 그 원소의 최대 용해도를 초과할 때 형성된다. 일차 상은, 용융 및 냉각 공정 동안 형성되며 Al 합금 융점보다 낮은 온도에서 후속 열처리 동안 안정하게 유지되는 상일 수 있음에 유의한다. 대조적으로, 이차 상(때때로 침전물 또는 이차 입자로도 지칭됨)은 후속 열처리, 예를 들어, 용체화, 담금질 또는 저온 시효(하기에 추가로 기재됨) 동안 형성된다.
적합한 농도의 분산질이, 분산질이 없는 동일한 Al 합금에 비하여 Al 합금의 강도를 증가시킬 수 있다. 일부 실시 형태에서, 저농도의 분산질이, 분산질이 없는 동일한 Al 합금에 비하여 Al 합금의 강도를 증가시키기에 충분할 수 있다. 저농도 요건은 분산질이 제한된 이용가능성을 갖는 Sc 또는 희토류 원소와 같은 원소를 포함하는 경우에 특히 유익할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 분산질은 Al 금속 매트릭스와 코히어런트(coherent)이다. 즉, 분산질이 가장 작을 때, Al 격자 내에 작은 격자 부정합(lattice mismatch)이 존재할 수 있다.
일부 실시 형태에서, Al 합금의 서브-마이크로미터(submicron) 구조의 안정성은 분산질을 함유하는 입자 또는 합금의 입도를 측정하는 것에 의한 것을 포함하는 다양한 방법에 의해 정량화될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금에 Sc를 첨가하는 것은 Al 합금이 더 큰 결정립(grain)으로 재결정화되는 것을 억제한다. 일부 실시 형태에서, Al 합금 내의 미세하고 균일한 크기의 결정립 및/또는 Al 합금 내의 분산질을 함유하는 입자는 Al 합금 항복 강도의 한 가지 예측자(predictor)이다. 일부 실시 형태에서, 미세하고 균일한 입도를 특정 온도까지 유지하는 Al 합금은 그 특정 온도에서 높은 항복 강도를 유지할 것으로 예측된다.
Al 합금 내에 첨가되는 소정 원소들은 Al과 함께 분산질을 형성하며, 이는 Al 합금의 강도에 기여하며 서브-마이크로미터 구조를 약 300℃ 내지 약 400℃, 더욱 특히 약 300℃ 내지 약 350℃의 힙핑 온도까지 열적으로 안정하게 만드는 데 기여하는 것으로 밝혀졌다.
일부 실시 형태에서, Al 합금 내로의 분산질의 첨가와 강소성 변형(severe plastic deformation)을 조합하여, 배킹 플레이트 및 배킹 플레이트 재료에 적합한 고강도 Al 합금이 형성될 수 있다. 한 가지 적합한 강소성 변형 공정은 등통로각 압출(ECAE)이다. 일부 실시 형태에서, 최적의 ECAE 통과(pass) 횟수는 적어도 1회 통과, 일부 실시 형태에서 최대 4회 통과를 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금의 강소성 변형은 Al 합금에 적합한 항복 강도를 제공하며, 또한 서브-마이크로미터 구조를 약 300℃ 내지 약 400℃, 또는 약 300℃ 내지 약 350℃의 힙핑 온도까지 열적으로 안정하게 만든다. 일부 실시 형태에서, 압연 및/또는 단조에 의한 것과 같은 소성 변형에 의해 제공되는 강도와 ECAE와 같은 강소성 변형을 조합함으로써 더 높은 항복 강도 및 브리넬 경도가 달성될 수 있다.
Al 합금은 선택적으로 소정 전이 원소를 포함할 수 있다. 적합한 전이 원소는 0.5 중량% 초과, 3.0 중량% 초과, 5.0 중량% 초과의 농도의 Fe, Cu, Zn, Co, Ni, Cr, Mo, V, Zr, Mn, Mg, Ti, Y, Si, Li, 붕소(B), 납(Pb), 비스무트(Bi)를 포함할 수 있다. Sc 및 추가적인 전이 원소를 포함하는 Al 합금은, Sc 및 전이 원소를 포함하지 않거나 Sc를 포함하지만 전이 원소를 포함하지 않는 Al 합금에 비하여 개선된 강도에 기여할 수 있다. 분산질을 첨가하는 것에 더하여, 전이 원소를 사용하는 중합금화(heavy alloying)가 개선된 강도 및 열안정성에 기여할 수 있다. 전이 원소는 Al 매트릭스 내의 용질(예를 들어, 고용체 내의 격자간 원자 또는 치환형 원자)로서 존재하거나, 또는 용융 및 냉각 동안 불용성 상을 형성할 수 있거나, 초기 용융 및 냉각 후에 후속 열처리 동안 용해성 이차 상을 형성할 수 있다.
합금화 공정 동안, Sc는 Al의 격자 파라미터와 비슷한 격자 파라미터를 갖는 특정 Ll2 결정 구조로 Al 매트릭스 내에 Al3Sc 분산질을 형성한다. Al3Sc 분산질의 침전 경화(precipitation hardening)를 위한 온도 범위는 275℃ 내지 350℃이며, 300℃ 부근에서 피크 강도 특성을 갖는다. 대조적으로, 시판용 Al 합금에서 침전 경화에 사용되는 통상적인 원소는 85℃ 내지 200℃의 더 낮은 침전 온도 범위를 갖는다. Al3Sc 분산질의 피크 시효는 약 300℃에서 1시간 이상 후에 실현되며, 분산질은 1시간 초과, 8시간 초과, 또는 24시간 초과 동안 대략 이러한 온도에서 안정하게 유지되는 것으로 밝혀졌다. 275℃ 미만의 온도는 강도를 유의하게 증가시키기에 적합한 양의 Al3Sc 분산질을 Al 합금 전반에 걸쳐 분포시키기에 충분한 에너지를 제공하지 않으며, 350℃ 초과의 온도에서는 Al3Sc 분산질이 모이고 합체(coalesce)되어 큰 침전물을 형성하거나 직경 100 nm 초과의 크기를 갖는 더 큰 분산질을 형성하기 시작한다. 온도를 400℃ 초과로 증가시키는 것은 결국 분산질 입자의 크기를 직경 1 마이크로미터 초과로 성장시키며, 이는 너무 조대하고(coarse) 기계적 이점이 감소된 재료를 초래한다.
Al 중에 분산질을 형성하는 다른 원소에는 Cr, Fe, Hf, Mn, Nb, Ni, Ti, V, Zr, Y, Li, Ta, Mo, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu가 포함된다. 일부 실시 형태에서, 이들 원소는 Al 및 Sc와 조합되어 더 복잡한 조성을 갖는 분산질을 형성할 수 있다. 예를 들어, Sc를 함유하는 Al 재료에 Zr을 첨가하는 것은, Sc가 더 풍부한 분산질 코어와 Zr이 더 풍부한 외부 표면(쉘로도 지칭됨)을 형성하도록 Al3(Sc,Zr) 형태의 분산질을 갖는 Al 합금을 형성한다. 일부 실시 형태에서, 이러한 코어/쉘 구조는 Al3(Sc,Zr) 분산질을 설명하는 데 사용될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 재료를 통한 Sc 확산은 Al3Sc의 조기 핵형성(nucleation) 및 성장을 제어하고, Zr은 이후의 단계에서 조합되어 Al3(Sc,Zr) 분산질을 형성할 수 있다. 이는 Sc에 비하여 Al에서의 Zr의 훨씬 더 낮은 확산율에 의해 설명되고, Al3Sc 코어의 핵형성 및 초기 성장이 Sc 확산에 의해 제어되는 코어/쉘 구조를 야기하며, Al3(Sc,Zr) 쉘의 후기 성장 및 조대화 단계는 Zr 확산에 의해 제어된다. 이러한 유형의 코어/쉘 Al3(Sc,Zr) 구조는 더 안정하고 더 미세한 분산질을 제공함으로써 분산 제어에 대해 이점을 가질 수 있다.
일부 실시 형태에서, Al 합금은 둘 이상의 원소와 조합된 Al로 형성된 분산질을 포함하고, 최적화된 입도 및 입도 분포를 위한 피크 시효 온도 및 시간은 275℃ 내지 350℃를 1시간 초과, 8시간 초과, 또는 24시간 초과 동안 유지된다. 일부 실시 형태에서, Sc 및 하나의 추가 원소와 조합된 Al로 형성된 분산질을 함유하는 Al 합금은 300℃ 초과, 350℃ 초과, 및 400℃ 초과의 온도에서 입도 성장을 늦추기에 특히 적합하며, 열안정성에 기여하는 안정한 결정립 구조를 제공할 수 있다. 형성될 수 있는 분산질의 추가적인 예에는 Al3(Zr,RE)가 포함되며, 여기서 RE는 희토류 원소, 예를 들어, 주기율표의 란타넘족 계열의 원소이다. 일례로서, Yb 및 Er은, 심지어 최대 500℃의 온도에서도 Ll2 구조를 유지하는 높은 열안정성을 갖는 Al3(Zr,Er) 및 Al3(Zr,Yb) 분산질을 형성할 수 있다. 예를 들어,(Al,Cr)3(Zr,Yb) 분산질의 형성을 야기하는 Cr 또는 Mn과 같은 제4 주기 전이 원소를 갖는 3원 분산질을 안정화시키는 것이 또한 가능하다.
재료 매트릭스로부터 침전되거나 합체되는 것과 같이 이차 상을 형성함이 없이 제1 재료에 존재할 수 있는 제2 재료의 최대 원자 수는 최대 용해도로 불리며 온도에 따라 크게 좌우된다. 일반적으로, 온도가 더 높을수록, 주어진 원소의 최대 용해도가 더 크다. 예를 들어, 실온에서 Al 중의 Sc의 최대 용해도는 0.01 중량% 미만이지만, 평형 조건에서(예컨대, 충분한 양의 시간 후에) 660℃(Al의 고상선(solidus) 온도) 부근에서는 0.38 중량%만큼 높을 수 있다. 온도 및/또는 가열 및 냉각 속도를 변화시킴으로써 제1 재료 내의 제2 재료(즉, 소정 원소)의 최대 용해도를 제어하는 것이 가능하다.
표준 금속 주조의 경우, 주조편(cast piece)의 열처리는 종종 주조편의 고상선 온도 부근에서 수행(즉, 용체화)되며, 그 후에 주조편을 실온으로 담금질함으로써 주조편을 신속하게 냉각시킨다. 이러한 공정은 주조편 내에 용해된 임의의 원소를 실온에서 Al 합금 내의 그 원소의 평형 농도보다 더 높은 농도로 유지한다. 담금질 후에, 주조편은 제2 재료로 과포화된 것으로 언급되며 실온에서 비-평형 상태(즉, 준안정 상태)로 있다. 제2 재료는 고상선 온도(즉, Al의 경우 약 660℃) 부근에서보다 훨씬 더 낮은 열처리 온도 및 시간에서 주조편으로부터 새로운 상으로 침전되는 경향이 있을 것이다. Al 중의 Sc의 경우, 고상선 부근의 고온 처리 및 오일 또는 물에서의 표준 담금질(낮은 냉각 속도)을 사용함으로써 실온에서 과포화 용체(supersaturated solution)에서 약 0.38 중량%(0.23 원자%)의 최대 용해도가 유지될 수 있다. 예를 들어 "통상적이지 않은 주조" 또는 "통상적이지 않은 잉곳 야금"으로 지칭되는 더 신속한 냉각 속도 및 기술을 사용하여 주조 공정을 조정함으로써 과포화 용체에 대해 더 높은 최대 용해도를 얻는 것이 가능하다.
재료 매트릭스 내에 분산질을 형성하는 원소의 양이 그 원소의 최대 용해도보다 높은 경우, 용체화 및 담금질 동안 단지 최대 용해성 양만이 용체로 들어갈 것이고, 그 원소의 초과량은 안정한 일차 상에 남아 있을 것이다. 예를 들어, Sc가 0.38 중량% 초과로 Al에 존재하고, 표준 주조 및 냉각 방법이 사용되는 경우, 용체화 및 담금질 동안 0.38 중량%의 Sc만이 용체로 들어갈 것이다. 과잉 Sc는 영향을 받지 않고 유지될 것이며, 용융 및 냉각 동안 형성된 다양한 안정한 일차 상(예를 들어, Al2Sc)에 머무를 것이다. 일차 상으로 형성된 입자는 전형적으로 상당히 조대하고(직경이 수 마이크로미터), 고르게 분포되지 않으며, Al3Sc와는 상이한 조성, 격자 부정합, 및/또는 결정 구조를 가질 수 있다. 안정한 일차 상은 용체화, 담금질, 및 300℃에서의 저온 시효와 같은 후속 열처리에 의해 영향을 받지 않을 것이다. 용체 중 단지 0.38 중량%의 Sc만이 열처리에 의해 영향을 받고 분산질을 형성할 것이다. 따라서, 일차 상에 과도하게 존재하는 Sc는 Al 합금의 최종 강도에 비교적 낮은 영향을 미칠 것이다.
높은 중량 백분율의 분산질-형성 원소(예를 들어, Sc의 경우, 약 5 중량% 또는 약 15.0 중량%)를 첨가하여, 분산질-형성 원소를 함유하며 Al 합금에 추가적인 강도를 부여하는 다수의 개별적인 조대하고 안정한 일차 상 입자를 생성하는 것이 가능하다. 그러나, 일반적으로, 스칸듐 및 주기율표의 란타넘족 계열의 원소(La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)와 같은 원소의 제한된 이용가능성뿐만 아니라 초과량의 분산질-형성 원소를 함유하는 일차 상의 조대한 크기로 인해, 이들 원소를 그의 최대 용해도 한계보다 너무 큰 농도로 첨가하는 것은 크게 효과적이지 않다. 대신에, 첨가되는 양에 대한 최대 유효성을 달성하기 위해, Al 합금 내의 특정 분산질-형성 원소의 용해도 한계에 근접한 양의 분산질-형성 원소를 첨가하는 것이 더 적합하다.
통상적인 열-기계적 가공은 부적합하게 낮은 수준의 소성 변형을 제공하고, 조대하고 불균질한 결정립 구조 또는 1 마이크로미터를 훨씬 초과하는 크기를 갖는 제2 상을 생성한다. Sc-함유 분산질을 함유하는 Al 합금을 강소성 변형을 거치게 하는 것이 강도가 증가된 Al 합금을 생성하는 것으로 밝혀졌다.
강소성 변형을 포함하는 제조 방법을 사용하여 증가된 강도
본 발명은 금속 매트릭스 내로의 분산질의 첨가를 강소성 변형과 조합함으로써 고강도 Al을 형성하는 방법을 포함한다. 이러한 방법은 배킹 플레이트 재료에 사용하기에 적합한 충분히 높은 항복 강도 또는 브리넬 경도를 갖는 Al 합금을 제공하는 것으로 밝혀졌다. 일부 실시 형태에서, 사용되는 강소성 변형 형태는 ECAE를 포함한다. 본 명세서에 기재된 ECAE 방법은 추가적으로 표준 소성 변형과 조합되어 Al 합금의 항복 강도 또는 브리넬 경도를 추가로 증가시킬 수 있다. 일부 실시 형태에서, 본 명세서에 개시된 방법은 분산질뿐만 아니라 통상적인 침전물을 갖는 Al 합금의 용체 및/또는 침전 경화를 포함할 수 있다. 본 발명은 스퍼터링 타겟 배킹 플레이트 접합 응용에 적용될 수 있는 최적의 열적 열처리를 또한 제공한다.
일부 실시 형태에서, Al 합금이 250℃ 이상의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 40 ksi 초과, 45 ksi 초과, 또는 50 ksi 초과인 배킹 플레이트 재료용 Al 합금이 형성될 수 있다. 이러한 결과는 압연 및/또는 단조에 의한 것과 같은 소성 변형과 ECAE와 같은 강소성 변형에 의해 제공되는 강도를 조합함으로써 얻어질 수 있다. 최적의 ECAE 통과 횟수는 적어도 1회 통과, 일부 실시 형태에서 최대 4회 통과를 포함할 수 있는 것으로 밝혀졌다. Al 합금의 강소성 변형의 사용은 Al 합금에 적합한 항복 강도를 제공하며, 또한 서브-마이크로미터 구조를 약 300℃ 내지 약 350℃의 힙핑 온도까지 열적으로 안정하게 만드는 것으로 밝혀졌다.
ECAE는 압출 기술이며, 이는 사실상 90° 내지 140°를 포함하는 소정 각도, 전형적으로 90°로 만나는 대략 동일한 단면의 2개의 채널로 이루어진다. 도 2는 예시적인 ECAE 장치(40)의 개략도이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 예시적인 ECAE 장치(40)는 한 쌍의 교차 채널(44, 46)을 형성하는 주형 조립체(42)를 포함한다. 교차 채널(44, 46)들은 단면이 동일하거나 적어도 실질적으로 동일하며, 용어 "실질적으로 동일한"은 채널들이 ECAE 장치의 허용가능한 크기 공차 내에서 동일함을 나타낸다. 작동 시, 재료(48)는 채널(44, 46)들을 통해 압출된다. 그러한 압출은, 채널의 교차 평면에 위치된 얇은 구역에서 단순 전단에 의해 층층이 재료(48)의 소성 변형을 초래한다. 일부 실시 형태에서, 채널(44, 46)들은 약 90°의 각도로 교차한다. 그러나, 대안적인 공구 각도(도시되지 않음)가 사용될 수 있는 것으로 이해되어야 한다. 최적의 변형, 즉, 진 전단 변형률(true shear strain)을 생성하기 위해 약 90°의 공구 각도가 전형적으로 사용된다. 즉, 90°의 공구 각도를 사용하면, 진 변형률이 1.17이다.
하기 3가지 주요 요인을 제어함으로써 ECAE로 결정립 미세화(grain refinement)가 가능하다: (i) 단순 전단, (ii) 강한 변형 및 (iii) 다수회-통과(multi-pass) ECAE를 사용하여 가능한 다양한 변형 경로의 이점을 취하는 것. ECAE의 전형적인 공정 특성은 1회 통과당 높은 변형이기 때문에, ECAE의 다수회의 통과(다수회-통과 ECAE)는 각각의 통과 후에 빌렛의 형상 및 부피를 변화시키지 않고서 극단적인 수준의 변형에 도달하도록 조합되어 사용될 수 있다. 각각의 통과 사이에서의 빌렛의 회전 또는 반전(flipping)은 다양한 변형 경로가 달성될 수 있게 한다. 이는 합금 결정립의 결정학적 텍스처(texture)의 형성 및 결정립, 입자, 상, 주조 결함 또는 침전물과 같은 다양한 구조적 특징부의 형상에 대한 제어를 가능하게 한다.
본 명세서에 개시된 바와 같이, ECAE는 금속 및 합금에 강소성 변형을 부여하고 이들 재료에 추가적인 강도를 제공하는 데 사용될 수 있다. ECAE 동안 강화를 위한 2가지 주요 메커니즘이 존재한다. 첫 번째는 서브-마이크로미터 수준에서의 재료 셀, 아결정립(sub-grain) 및 결정립과 같은 구조 단위의 미세화이다. 이는 입도 또는 홀 페치 강화(Hall Petch strengthening)로 또한 지칭되며, 식 1을 사용하여 정량화될 수 있다.
식 1:
Figure 112019031849021-pct00001
상기 식에서, σ y 는 항복 응력이고, σ o 는 전위 이동(dislocation movement)에 대한 시작 응력(또는 전위 운동에 대한 격자의 저항)에 대한 재료 상수이고, k y 는 강화 계수(각각의 재료에 특이적인 상수)이고, d는 평균 결정립 직경이다.
식 1에 의해 개시된 바와 같이, 홀 페치 강화는 d가 1 마이크로미터 미만일 때 특히 효과적이다. 이러한 효과는 서브-마이크로미터 및 나노미터 크기의 결정립(d가 1 마이크로미터 미만임)이 전이 재료로 형성된 결정립(d가 전형적으로 10 내지 100 마이크로미터에 더 가까움)에 비하여 훨씬 더 많은 수의 결정립계(grain boundary)를 갖기 때문이며; 이러한 결정립계는 전위의 이동을 효과적으로 차단하고 지연시킨다. ECAE에 의해 도입되는 추가적인 강화 메커니즘은 전위 경화(dislocation hardening)이다. ECAE에 의해 재료 내로 도입되는 높은 변형률로 인해, 많은 수의 전위가 생성되고 배가되어 서브-마이크로미터 결정립을 포함하는 셀, 입자, 아결정립 또는 결정립 내에 전위의 복잡한 네트워크를 형성한다.
일반적으로, 일부 통상적인 Al 합금(예컨대, Al 1xxx 내지 Al 8xxx 시리즈)의 경우, ECAE로부터 얻어지는 소정 이득은 단지 250℃ 미만의 온도에 대해서만 실현된다. 다시 말하면, 이들 Al 합금에서, ECAE를 통해 얻어지는 서브-마이크로미터 입도는 Al 합금이 250℃ 초과의 온도에 수 시간 동안 노출된 후에는 안정하지 않다. 그 이유는, 250℃ 초과의 온도에서는, 입도가 불연속적으로 성장하며 결정립이 1 μm 초과의 직경을 갖는 결정립으로 재결정화되어, 단지 약간의 강도 증가만을 제공하기 때문이다. 그러나, 특정 분산질 원소 또는 재료가 ECAE 처리 전에 Al 합금에 첨가되는 경우, ECAE 서브-마이크로미터 입도는 300℃ 이상의 온도까지 더 열안정하게 되는 것으로 밝혀졌다. 일부 실시 형태에서, 425℃만큼 높은 온도에서 안정한 항복 강도, 경도 및/또는 결정립 구조를 갖는 Al 합금이 생성되었다. 이러한 결과는 분산질 원소, 예를 들어 Sc 단독 또는 Zr, Ti, Nb, Ni, Y, Li, Hf, V, Fe, Mn, Cr, Ta, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu와의 조합을 사용할 때 달성되었다. 따라서, 분산질, 입도 제어, 및 ECAE를 사용한 전위 경화를 조합함으로써, 300℃에서 이전에 달성되고 유지된 것보다 증가된 항복 강도 및 경도를 갖는 Al 합금을 형성하는 것이 가능한 것으로 밝혀졌다.
항복 강도 및 경도의 이러한 증가에 대한 한 가지 메커니즘은 약 250℃ 내지 275℃의 온도에서의 나노-크기의 Al3(X1, 및/또는 X2) 분산질의 핵형성 및 느린 성장이다. X1, X2 등은 Al과 함께 분산질을 형성하는 원소, 예를 들어 Sc 또는 Zr를 지칭한다. 분산질은 서브-마이크로미터 결정립의 내부 전반에 걸쳐 그리고 결정립계를 따라 균질하게 분포된다. 그 결과, 분산질은 결정립계를 고정하며, Al 합금이 가열되는 경우 서브-마이크로미터 결정립의 성장 및 더 큰 결정립으로의 그의 후속 재결정화를 효과적으로 지연시킨다. 유사하게, 전위가 분산질에 의해 고정될 수 있으며, 그 결과 고온에서 전위의 이동이 중지되거나 지연된다. 최적의 열처리(즉, 피크 시효)를 위한 온도 및 시간은 수 시간 동안의 300℃에 가깝게 감소되고, 미세하고(직경이 약 100 nm 미만이고) 균질한 분산질에 의해 서브-마이크로미터 결정립이 둘러싸이게 하며, 이는 최적의 기계적 특성을 제공하는 것으로 관찰되었다.
분산질을 함유하는 Al 합금에 ECAE를 적용하는 것은 결정립 미세화뿐만 아니라 적어도 2가지 다른 방식의 분산질 침전에 영향을 주는 것으로 또한 밝혀졌다. 첫째로, ECAE는 ECAE 후에 어닐링(예를 들어, 시효) 동안 분산질의 더 빠른 핵형성을 초래한다. 이는 결정립계의 증가된 부피 및 서브-마이크로미터 ECAE 재료에 저장된 더 높은 기계적 에너지로 인한 것이다. 이러한 증가 때문에, 분산질 핵형성 및 성장과 관련된 확산 공정이 향상되며, 이는 심지어 가장 안정한 분산질을 비롯한 분산질에 대한 피크 시효에 도달하는 데 필요한 시간을 감소시킨다. 이러한 효과의 한 가지 이점은 ECAE가 열처리 작업을 이용하는 데 필요한 시간 및 에너지를 감소시켜, 결국 제조 비용을 감소시킬 수 있다는 것이다. 제2 ECAE는 더 균일하고 더 미세한 침전을 제공한다. 즉, 이는 매우 미세한 분산질의 더 균일한 분포(예를 들어, 피크 시효 시 1 μm 미만, 및 보통 100 nm 미만)를 야기한다. 매우 미세한 분산질의 이러한 균일한 분포는 ECAE 서브-마이크로미터 구조에서 달성될 수 있는데, 그 이유는 많은 수의 각도 경계가 핵형성 공정을 용이하게 하기 때문이다. 따라서, 분산질은 결정립 내부 및 결정립 경계를 통해 고르게 분포되며, 이는 분산물이 Al 합금 내의 전위를 장식하고 고정하는 것을 가능하게 한다. 따라서, 분산질의 더 미세하고 더 균일한 침전이 강화를 위해 유익하다.
비-분산질 형성 원소를 사용하여 증가된 강도
분산질-형성 원소 또는 재료의 용해도 한계를 훨씬 초과하는 분산질-형성 원소 또는 재료를 첨가하는 것은 적합하지 않을 수 있는데, 이는 분산질을 형성하는 데 사용되는 소정 원소, 특히 Sc, 그리고 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu와 같은 희토류 원소의 제한된 이용가능성 때문이다.
Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Ni, B, Co, Fe, Cr, Li 및 V를 포함하는 원소를 첨가함으로써 Al 합금의 최종 강도가 상승될 수 있는 것으로 밝혀졌다. 이러한 첨가는 최종 강도를 약 5% 내지 20%만큼 증가시키는 것으로 밝혀졌다. 일부 경우에, 소정의 이들 원소는 Al3X 분산질을 형성할 수 있지만, 또한 반응하여 Al3X 분산질 이외의 이차 상을 형성할 수 있음에 유의하여야 한다. 이들 원소는 용체 중에 용해되거나 불용성 상 또는 용해성 이차 상 중 어느 하나를 형성할 수 있다.
Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Ni, B, Co, Fe, Cr, Li 및 V와 같은 소정 원소를 Al 합금에 사용하여 전체 강도를 증가시키는 한 가지 메커니즘은 고용체 강화에 의한 것이다. 고체 Al 합금에 용해된 채로 유지되는 합금화 원소는 격자 구조를 강화하고 전위의 이동을 지연시키고 전체 강도에 기여한다. 첨가되는 양이 고체 원소의 용해도 한계 이내인 경우, 이차 상은 형성되지 않으며, 경화는 오직 매트릭스 내의 용체 중에 개별 원자로서 존재하는 원소로 인한 것이다(즉, 고용체 강화). 종종 이들 조성은 순수 Al과 유사한 것으로 보인다. 출발 Al 합금이, 예를 들어 Si, Cu, Mn, Mg, Zn, Fe, Ni, Li, 또는 Cr로 제조된 이차 상을 갖고 Al 합금이 약 300℃ 내지 350℃의 온도 범위로 가열되는 경우, 원래 이차 상에 있었던 원소들 중 일부가 이차 상을 떠나고 Al 매트릭스 내로 다시 용해되어, 고용체 강화를 야기할 수 있다.
추가적인 예로서, Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Fe, Cr, V, Ni, 또는 Li와 같은 소정 원소가 시판용 Al 합금을 형성하는 데 사용될 수 있고, Al 합금 내에 용해성 이차 상 또는 불용성 상 중 어느 하나를 형성할 수 있다. 용해성 이차 상(침전물이라고도 불림)은, "침전 경화"라고 불리는 메커니즘에 의해 강도를 증가시키기 위해, 용체화, 담금질 및 피크 시효에 의해 열처리될 수 있는 상이다. 침전 경화에서, 용해성 이차 상은 전위의 이동을 차단하고 지연시킨다. 그러나, 그러한 용해성 상은 그의 최적 크기에 도달하며, 이에 상응하여, 단지 더 낮은 온도, 전형적으로 80℃ 내지 225℃에서 피크 강도에 기여할 수 있다. 약 300℃에서, 이들 원소는 크기가 1.0 마이크로미터를 훨씬 초과하는 입자를 형성하도록 성장 및 합체된 이차 상의 입자를 형성할 것이다. 이것이 발생하는 경우, 합금의 피크 강도의 대부분을 잃게 된다. 그러나, 더 조대한 용해성 상은 전체 강도에 여전히 미미하게 기여한다. 일부 경우에, 300℃ 이상의 온도에서, 큰 용해성 이차 상 재료는 용체 내로 다시 부분적으로 용해될 수 있고, 전술한 바와 같이 고용체 경화에 의해 금속 매트릭스의 강도에 기여할 수 있다. 용해성 이차 상과 대조적으로, 불용성 상은 용융 동안 형성되고, 용체화, 담금질 및 시효와 같은 후속 열처리에 의해 제어가능하지 않으며; 이러한 상은 보통 크기가 크다(1 마이크로미터를 훨씬 초과함). 이러한 불용성 상은, 전위 이동에 장애를 제공하기에 적합하게 충분히 많은 양이 존재하는 경우 강화에 기여할 수 있다. 따라서, 일부 실시 형태에서, 충분히 많은 양의 이러한 이차 상 형성 원소를 사용하는 것이 중요하다. 예를 들어, 전반적인 강도에 충분히 기여하기 위해서는 총 0.5 중량% 초과가 적합할 수 있다.
Al 합금 내에 소정 원소, 예를 들어 Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Fe, Cr, V, Li, Ni를 갖는 불용성 상을 갖는 것은, 앞서 설명된 바와 같이, 주어진 원소의 최대 용해도 한계를 훨씬 초과하는 양으로 존재할 때에 분산질-형성 원소에 대해 발생하는 상황과 유사하다. 과잉 원소의 재료는, 특히 다수의 일차 상 입자가 존재하는 경우, 전반적인 강도에 다소 기여할 수 있는 안정한 일차 상을 형성한다. 이들 상 중 일부는 Al3X 상과는 상이할 수 있으며, 일반적으로 더 조대하고 Al 금속 매트릭스의 격자와의 더 큰 불일치(disparity)를 갖는데, 이들 둘 모두의 요인이 덜 효율적인 강화 효과에 기여한다는 것에 유의한다.
전술된 바와 같이, 침전 경화는 Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Fe, Cr, V, Ni, 및 Li와 같은 더 일반적인 Al 합금화 원소 중 일부가 최적의 크기 및 분포를 갖는 용해성 이차 상을 생성하여 전위의 이동을 차단하거나 지연시킴으로써 강화에 기여한다는 사실을 이용하는 가공 기술이다. 이들 원소를 함유하는 Al 합금의 강도를 증가시키기 위해 3-단계 절차가 사용될 수 있으며, 이는 다음과 같다.
고온에서의 용체화 어닐링(용체화): 고온에서 더 높은 용해도를 갖는 합금화 원소가 금속 매트릭스 내에 용해되고 고용체 내에 결합될 수 있다. 이러한 원소가 침전되는 경우, 침전물은 또한 매트릭스 내로 확산되어 용해될 것이다.
담금질: 용체화 어닐링 후, 재료는 물 또는 오일 중에서 신속하게 냉각되어 매트릭스 내에 최대량의 용해성 원소를 유지한다. 그러한 경우에, 이들 원소는 불안정하고 비-평형 상태인데. 이는 실온에서의 그의 용해도 한계보다 높게 존재하기 때문이다.
(용체화 어닐링보다 낮은 온도에서의) 시효 또는 시효 경화: 더 낮은 온도에서의 열처리(침전 또는 "시효")에 의해 용체로부터 불안정한 합금화 원소가 제거된다. 물리적으로는 합금화 원소가 고용체로부터 침전되어 별개의 입자들을 형성한다. 피크 시효는 정의에 의하면 최적 강도를 위해 최상의 입자 크기 및 분포를 얻기 위한 온도 및 시간의 최적 조건에 상응한다. 이러한 실시는 금속 전반에 걸쳐 침전물을 생성하며, 이는 전도도를 해치지 않으면서 매트릭스를 강화한다. Zn, Mg, Mn, Si, Cu, Fe, Cr, V, Ni, Li와 같은 원소를 포함하는 열처리 가능한 Al 합금(즉, 2000, 6000, 또는 7000 시리즈, 또는 Al-Li)에 대해, 최적 침전 경화를 위한 온도 영역은 약 85℃ 내지 200℃이다. 이러한 온도 범위에서 수 시간 동안 어닐링하는 것은 침전물의 결과적인 크기 및 분포로 인해 적합한 강도를 제공한다. 그러나, 200℃ 내지 225℃ 초과, 그리고 가능하게는 300℃에서는, 침전 경화로 인한 강도가 손실되며; 강도 손실은 300℃에서 50% 초과일 수 있다. 손실의 주요 원인은 약 200℃보다 높은 온도에서의 침전물의 성장 및 궁극적인 용해이다.
샘플 조성
일부 실시 형태에서, 약 0.05 중량% 내지 약 20.0 중량%, 약 0.05 중량% 내지 약 10.0 중량%, 약 0.05 중량% 내지 약 1.0 중량%, 또는 약 0.05 중량% 내지 약 0.5 중량% 또는 약 0.1 중량% 내지 약 0.5 중량%의 Sc를 함유하는 Al 합금이 형성될 수 있다.
일부 실시 형태에서, Sc 이외의 분산질-형성 원소, 예를 들어 Zr, Ti, Nb, Ni, Y, Li, Hf, V, Fe, Mn, Cr, Ta, 또는 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu를 포함하는 희토류 원소를 함유하는 Al 합금이 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 추가적인 분산질-형성 원소 또는 원소들이 Sc를 함유하는 Al 합금에 첨가될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 소정 분산질-형성 원소 또는 원소들이 Sc 대신에 Al 합금에 첨가될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 분산질-형성 원소 또는 원소들은, 약 0.05 중량% 내지 약 20.0 중량%, 약 0.05 중량% 내지 약 10.0 중량%, 약 0.05 중량% 내지 약 1.0 중량%, 또는 약 0.05 중량% 내지 약 0.5 중량%, 또는 약 0.1 중량% 내지 약 0.5 중량%의, Al 합금 내의 분산질-형성 재료 단독 또는 Sc와의 조합의 합계 중량 백분율을 형성하는 양으로 Al 합금에 첨가될 수 있다.
일부 실시 형태에서, Sc 및 추가적인 강화 원소, 예를 들어 Mg, Mn, Si, Cu, Ni, Mo, Cr, Zn, Li, V, Fe, B, Zr, Li, Bi, Pb를 갖는 Al 합금이 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Sc, 추가적인 분산질-형성 원소 또는 원소들, 및 추가적인 강화 원소들을 갖는 Al 합금이 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 하나의 추가적인 강화 원소가 첨가될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 2개 이상의 추가적인 강화 원소가 첨가될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 추가적인 강화 원소들의 총량은 Al 합금의 0.1 중량% 초과, 0.3 중량% 초과, 0.5 중량% 초과, 또는 1.0 중량% 초과를 구성한다.
일부 실시 형태에서, Al 합금에 대해 덜 통상적인 첨가물, 예를 들어 텅스텐(W), 탄소(C), 산소(O), 몰리브덴(Mo), 코발트(Co), 은(Ag), 탄화규소(SiC), 및 다른 형태의 나노입자, 예를 들어 나노튜브, 서멧(cermet), 산화물, 탄화물, 규화물, 및 풀러렌을 갖는 Al 합금이 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Sc, 및 Al 합금에 대해 덜 통상적인 첨가물, 예컨대 W, C, O, Mo, Co, Ag, SiC, 및 다른 형태의 나노입자, 예를 들어 나노튜브, 서멧, 산화물, 탄화물, 규화물, 및 풀러렌을 갖는 Al 합금이 형성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Sc, 추가적인 분산질-형성 원소 또는 원소들, 및 Al 합금에 대해 덜 통상적인 첨가물, 예를 들어 W, C, O, Mo, Co, Ag, 및 분산질 형성 재료, 예를 들어 나노튜브, 서멧, 산화물, 탄화물, 예를 들어 SiC, 규화물, 및 풀러렌을 갖는 Al 합금이 형성될 수 있다.
일부 실시 형태에서, Sc는 Al 합금에 첨가되어 Al3(Sc) 분산질을 형성하며, Al 합금은 입도가 직경 1 마이크로미터 미만, 또는 직경 100 nm 미만(즉, 코히어런트 L12 코히어런트 침전물, 보통 입방정계 상)이다. 일부 실시 형태에서, Sc는 Sc와 조합되는 하나 이상의 분산질-형성 원소를 갖는 Al 합금에 첨가되어 Al3(Sc,Xi) 형태의 안정한 분산질을 형성하며, 여기서 "Xi"는 Sc 이외의 분산질-형성 원소를 나타낸다. 일반적으로 Sc는 Sc와 조합되는 하나 이상의 분산질-형성 원소를 갖는 Al 합금에 첨가되어 Aln(Sc,Xi)m 형태의 안정한 분산질을 형성할 수 있으며, 여기서 "m"에 대한 "n"의 비는 3 이상이다. 일부 실시 형태에서, Sc는 Sc와 조합되는 하나 이상의 분산질-형성 원소를 갖는 Al 합금에 첨가되어, 300℃ 이상의 온도에서 평균 입도가 1.0 마이크로미터 미만인 Al3(Sc,Xi) 형태의 안정한 분산질을 형성한다.
일부 실시 형태에서, Al 합금은 300℃ 초과의 온도에서 안정한 입도 및 입도 분포를 유지한다. 일부 실시 형태에서, 입도는 300℃ 초과의 온도에서 1시간 초과, 2시간 초과, 또는 3시간 초과 동안 안정하게 유지된다.
일부 실시 형태에서, 본 명세서에 개시된 재료 및 방법을 사용하여, 40 ksi 이상의 항복 강도를 유지하고, 적어도 300℃만큼 높은 온도에서 30분 이상 동안, 1시간 이상 동안, 또는 2시간 이상 동안 안정한 Al 합금이 생성될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 본 명세서에 개시된 재료 및 방법을 사용하여, Al 합금은 92 HB 초과의 브리넬 경도를 유지하고, 적어도 300℃만큼 높은 온도에서 30분 이상 동안, 1시간 이상 동안, 또는 2시간 이상 동안 안정하다. 일부 실시 형태에서, 본 명세서에 개시된 재료 및 방법을 사용하여, Al 합금은 1 마이크로미터 미만의 입도를 유지하고, 적어도 300℃만큼 높은 온도에서 30분 이상 동안, 1시간 이상 동안, 또는 2시간 이상 동안 안정하다.
알루미늄 합금 배킹 플레이트를 형성하는 샘플 방법
도 3은 본 명세서에 개시된 다양한 기술 중 일부 또는 전부를 포함하는 샘플 방법(100)의 전체 흐름도를 포함한다. 도 3에 도시된 바와 같이, 일부 실시 형태에서, 방법(100)은 기본 경화 단계(104) 및 선택적인 추가 경화 단계(106)를 포함할 수 있다. 도 3에 도시된 바와 같이, 전체 방법(100)은 하기 단계들을 이용할 수 있다: 주조와 같은 초기 가공(110) 후에, 용체화(112), 담금질(114), 및 강소성 변형(116), 예를 들어 ECAE. 기본 경화 단계(104) 후에, 추가 경화 단계(106)가 기본 경화 단계(104)와 조합되어 사용될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 추가 경화 단계(106)는 압연 또는 단조(118) 및 열처리 단계(120)를 포함한다. 열처리 단계(120)는 시효 경화 또는 시효를 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 기본 경화 단계(104) 및 추가 경화 단계(106) 후에는, 방법(100)을 사용하여 형성된 재료의 준비 또는 접합(122)이 뒤따를 수 있다. 일부 실시 형태에서, 열처리 단계(120)는 접합 단계(122)와 동시에 수행될 수 있다. 각각의 단계의 추가의 상세 사항이 하기에 기재되어 있다.
초기 가공(주조)
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 Al 재료 또는 Al 합금을 주조하는 것과 같은 초기 가공(110)을 포함할 수 있다. 주어진 조성을 갖는 Al 합금을 형성하기 위해 통상적인 주조가 먼저 사용될 수 있다. 주조 동안, Al 재료 또는 Al 합금이 먼저 용융될 수 있고, 분산질-형성 원소, 예를 들어 Sc, Zr, Ti, Nb, Ni, Y, Hf, V, Fe, Li, Mn, Cr, Ta, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 또는 Lu 중 하나 이상이 직접 순수한 원소로서 또는 사전-주조 마스터 합금의 일부로서 용융물에 직접 첨가될 수 있다. 적합한 주조 및 혼합 방법은 마스터 합금을 사용하는 것이다. Sc에 적합한 마스터 합금은 2.0 중량% Sc를 갖는 Al, 10.0 중량% Sc를 갖는 Al, 또는 20.0 중량% Sc를 갖는 Al을 포함한다. 대안적으로 또는 추가적으로, Zr은 예를 들어 10.0 중량% Zr을 갖는 Al의 사전-주조 마스터 합금으로서 첨가될 수 있다. 적합한 안정성 및 강도의 형성에 기여하는 분산질을 형성하기 위해 최종 조성물 중에 0.1 중량% 내지 0.5 중량%의 Sc를 갖는 것이 유익하다.
표준 용해성 이차 상 또는 불용성 침전물을 형성하는 대안적인 강화 원소의 경우, Mg, Mn, Si, Cu, Ni, Mo, Cr, Zn, Li, V, Fe, B, Zr, V, Bi, Pb를 포함하는 표준 시판용 Al 합금에 이미 존재하는 원소를 사용하는 것이 유리할 수 있다. 이들 원소의 적합한 양은 약 0.5 중량% 내지 약 15.0 중량%일 수 있다.
주조를 위한 한 가지 기술은 열처리 가능한 시리즈(Al2000, Al6000, Al7000, Al800) 또는 열처리 불가능한 시리즈(Al1000, Al3000, Al4000, Al5000)로부터의 시판용 Al 합금을 제공하고, Al 합금 조성물을 용융시키고, 이어서 분산질을 형성하는 원소(즉, Sc, Zr)를 순수한 원소 형태로 직접 또는 사전-주조 마스터 합금을 사용하여 용융물에 첨가하는 것이다.
용체화(열처리)
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 주조 Al 합금을 용체화(112)하는 단계를 포함할 수 있다. 용체화(112)의 목적은 분산질을 형성하는 재료 또는 분산질-형성 원소, 예를 들어 Sc, Zr, Ti, Nb, Ni, Y, Hf, V, Fe, Mn, Cr, Ta, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 또는 Lu의 가능한 최고의 양을 고체 Al 합금 또는 Al 재료에 용해시키는 것이다. 합금화 원소가 고온에서 더 높은 용해도를 갖기 때문에 고온이 사용된다.
일부 실시 형태에서, 분산질-형성 원소의 높은 열안정성 및 그에 따른 느린 용해 동역학 때문에, 용체화(112)는 바람직하게는 주어진 조성물의 고상선 온도보다 약간 낮은(전형적으로 10 내지 30℃ 낮은) 온도에서 장시간 동안, 종종 1시간, 3시간 초과, 24시간 이상 및 잠재적으로 최대 100시간만큼 긴 시간 동안 수행된다. 예를 들어, Al5083 합금은 570℃의 고상선 온도를 갖는다. 따라서, Sc가 Al5083에 첨가될 때, 용체화(112)에 적합한 온도 및 시간은 540℃ 내지 560℃에서 약 24시간 동안이다. 거의 순수한 Al의 경우, 고상선은 약 660℃이고, Sc를 첨가할 때 전형적인 용체화 온도 및 시간은 630℃ 내지 650℃에서 24 내지 72시간 동안이다. 일반적으로, 대부분의 Al 합금은 고상선 온도가 560℃ 내지 660℃이므로, Al 합금의 용체화(112)에 적합한 온도 범위는 대략 530℃ 내지 650℃이다. 일부 실시 형태에서, 더 낮은 온도(고상선 온도보다 최대 60℃ 낮음)가 Al 합금을 용체화(112)하는 데 사용될 수 있지만, 더 낮은 온도의 사용은 적합한 합금을 형성하기 위해 더 긴 용체화 시간에 상응할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 용체화(112)는 약 500℃에서 약 120시간의 적합한 용체화 시간으로 수행될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 고온 처리가 원소의 분포를 균질화하는 데 또한 사용될 수 있다.
담금질
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 주조 Al 합금을 담금질(114)하여 빌렛을 형성하는 단계를 포함할 수 있다. 용체화(112) 후에, 가공된 재료는 Al 금속 매트릭스 내의 용해성 원소들의 최고 중량 백분율을 유지하도록 물 또는 오일 중에서 급속히 냉각된다. 담금질(114) 후에, 용체화된 원소는, 실온에서 Al 내에 그의 용해도 한계 초과의 농도로 존재하기 때문에, 예를 들어 비-평형 상태로 과포화된다.
강소성 변형(ECAE)
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 주조 Al 합금 빌렛의 ECAE와 같은 강소성 변형(116)을 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, ECAE는 빌렛의 1 내지 6회 통과를 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 3 내지 6회 통과가 적합하게 미세화된 서브-마이크로미터 구조를 제공한다. 빌렛을 각각의 통과 사이에서 90도만큼 회전시키는 것이 또한 바람직할 수 있다. 일부 실시 형태에서, ECAE는 빌렛 및 다이를 가열함으로써 특정 온도에서 수행될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금 내의 원소, 예를 들어 Mg, Mn, Si, Cu, Ni, Mo, Zn, Fe에 의해 형성된 용해성 이차 상에 대해 피크 시효 온도 초과 또는 미만(즉, Al의 경우 85℃ 미만 또는 200℃ 초과)에서 ECAE를 수행하는 것이 적합하다. 일부 실시 형태에서, 소정 분산질-형성 원소, 예를 들어 Cr, Fe, Hf, Mg, Mn, Nb, Ni, Sc, Ti, V, Zr, Y, Li, Ta, Mo, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu(예를 들어, Al의 경우 250℃ 내지 275℃)의 시효 온도 미만으로 ECAE를 수행하는 것이 적합하다.
일부 실시 형태에서, ECAE는 주어진 재료의 피크 시효 온도 미만의 온도(Al의 경우 85℃ 미만의 온도) 또는 온간(175℃ 내지 275℃의 온도) 조건에서 수행된다. ECAE는 2가지 이유로 약 250℃ 내지 275℃ 미만의 온도에서 우선적으로 수행된다. 첫 번째 이유는 분산질이 약 250℃ 내지 275℃에서 핵형성되기 시작하기 때문이다. 두 번째 이유는 이들 온도에서 ECAE 동안 빌렛 또는 동적 결정립 성장의 중간 어닐링 동안 서브-마이크로미터 구조의 상당한 결정립 성장이 있을 수 있기 때문이다. 더욱이, 분산질-형성 원소에 더하여 Mg, Mn, Si, Cu, Ni, Fe, Zn과 같은 원소가 존재하는 경우, ECAE는 주어진 용해성 상의 피크 시효 온도 미만 또는 초과의 온도에서(예를 들어, Al의 경우 85℃ 미만 또는 200℃ 초과의 온도에서) 수행될 수 있다. 피크 시효되고 경화될 때, 침전 경화된 합금은 냉간 가공, 즉 소성 변형에 대해 제한된 용량을 가질 수 있는 것으로 밝혀졌다. Mg, Mn, Si, Cu, Ni, Fe, Zn과 같은 소정 원소를 함유하는 Al 합금의 경우, 침전 경화는 전형적으로 85℃ 내지 200℃에서 일어난다. 따라서, Mn, Mg, Si, Zn, Cu, Fe와 같은 주어진 제2 상 원소의 피크 시효 온도 초과 또는 미만의 온도에서 Al 합금을 가공하는 것이 적합하다. 이는 전형적으로 85℃ 내지 약 200℃의 온도에 상응한다. 전형적인 피크 시효 온도 초과(즉, 200℃ 초과)의 온도에서, 침전물은 성장하기 시작하며 재료는 강도를 잃고 연성을 얻기 시작한다. 따라서, 이는 더 연질이며 강소성 변형에 의해 가공하기가 더 용이하다. 85℃ 미만의 온도에서, Al 합금에 사용되는 대부분의 통상적인 원소의 침전은 시작되지 않았으며, 따라서 재료는 또한 연질이며 강소성 변형에 의해 가공하기가 더 용이하다.
일부 실시 형태에서, 용체화 및 담금질 파라미터가 이차 상을 형성하는 통상적이지 않은 원소 및 분산질에 대해 최적화될 때 Al 합금은 ECAE 전에 용체화 및 담금질된다. 용체화 및 담금질된 재료는 침전되지 않고(또는 덜 침전되고), 따라서 강소성 변형 동안 결정립의 이동 및 결정립계의 회전을 차단하거나 늦추지 않는다. 따라서, 용체화된 재료에서, 최적의 서브-마이크로미터 구조체를 적절히 형성하기 위해 더 적은 횟수의 ECAE 통과가 적합할 수 있다.
일부 실시 형태에서, 최적 횟수의 ECAE 통과가 특정 분산질을 갖는 Al 합금의 강화에 유익한 것으로 밝혀졌다. 예를 들어, 4회 통과를 사용하는 ECAE 공정은 1회 통과보다 더 양호한 결과를 생성하는 것으로 밝혀졌다. 이는, 분산질이 핵형성 및 성장하기 시작하는 온도 미만인, 250℃ 또는 275℃ 미만의 온도에서 가공이 수행될 때 특히 적합하다. 이러한 가공 조건 하에서, 4회 ECAE 통과를 사용하는 것은 1회 ECAE 통과를 사용하는 것보다 서브-마이크로미터 구조체의 열안정성을 개선하는 데 기여하는 더 많은 수의 고각 경계(high angle boundary)를 갖는 더 우수한 서브-마이크로미터 구조를 제공한다. 결과적으로, 더 높고 더 안정한 전반적인 강도 수준이 달성된다. 이는 하기에 실시예에서 추가로 기재된다.
선택적인 압연 또는 단조
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 선택적인 압연 또는 단조(118)와 같은 추가 가공을 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 소정 Al 합금의 최종 강도 또는 경도를 추가로 증가시키기 위해 표준 소성 변형을 사용하는 추가적인 가공이 사용될 수 있다. 또한, 표준 압연 및 단조 단계는 최종 제품 형상으로의 기계가공 전에 최종 빌렛 형상에 더 가까워지도록 ECAE 후에 사용될 수 있다. 일부 실시 형태에서, 압연 또는 단조는 용체화, 담금질, 또는 ECAE 후에 그리고 어닐링 또는 온도 시효 전에 우선적으로 적용된다. 이들 단계는 ECAE 미세화된 구조에서 더 많은 전위를 도입함으로써 최종 경도를 증가시킬 수 있다. 그러한 전위는 추가의 어닐링 동안 침전물에 의해 고정될 수 있다.
열처리(시효)
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 피크 시효를 포함할 수 있는 열처리(120)를 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금 빌렛은 피크 시효 또는 어닐링 단계를 거칠 수 있다. 일부 실시 형태에서, 피크 시효는 Al 합금을 275℃ 내지 350℃의 온도로 30분 이상, 1시간 초과, 또는 2시간 초과 동안 처리함으로써 수행될 수 있다. 더 긴, 예를 들어 24시간만큼 긴 피크 시효 처리 시간이 소정 Al 합금에 적합할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 피크 시효는 다른 처리 단계와 함께 수행될 수 있다. 예를 들어, 피크 시효는 하기에 추가로 기재되는 열간 등압 성형(힙핑)과 같은 처리를 사용하여 Al 합금을 다른 금속 본체에 접합하는 것과 동시에 수행될 수 있다.
피크 시효의 열처리 동안, Sc, Zr, Ti, Li Nb, Ni, Y, Hf, V, Fe, Mn, Cr, Ta, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu와 같은 합금화 원소는 매트릭스 용체로부터 이동할 수 있으며, 종종 크기가 직경 1 마이크로미터 미만인 매우 미세한 분산질을 형성할 수 있다. 물리적으로는 합금화 원소가 고용체로부터 침전되어 새로운 상 내에 별개의 입자들을 형성한다. 일반적으로, 피크 시효 파라미터는 최적 강도를 위한 최상의 입자 크기 및 분포를 달성하기 위한 최적 온도 및 시간에 상응하여야 한다. 이러한 처리 단계는 Al 합금 전반에 걸쳐 미세 침전물을 생성하는 데 사용될 수 있으며, 이는 전도도를 불리하게 변경시키지 않으면서 매트릭스를 강화시킨다.
최종 가공 및/또는 접합
도 3에 도시된 바와 같이, 방법(100)은 접합(122)을 포함할 수 있는 최종 가공을 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 최종 가공은 Al 합금을 스퍼터링 공정에 사용하기 위한 배킹 플레이트로 형성하는 단계를 포함할 수 있다. 일부 실시 형태에서, 배킹 플레이트는 접합 공정을 사용하여 스퍼터링 타겟에 결합될 수 있다. 통상적으로 사용되는 접합 공정은 열간 등압 성형(힙핑)이다. 힙핑은, 결합될 재료 또는 재료들을 적합한 온도로 가열하고 재료 또는 재료들에 압력을 가하는 것을 포함한다. 힙핑은 재료 또는 재료들이 함께 접합되게 할 수 있고, 재료 또는 재료들 내의 공극이 감소되거나 제거될 수 있고, 분말이 압밀되어 더 조밀한 재료를 생성할 수 있다. 스퍼터링 타겟에 Al 배킹 플레이트를 접합하기 위한 일반적인 힙핑 파라미터는 2시간 동안 약 300℃일 수 있다. 다른 접합 방법은 에폭시 접합, 납땜, 브레이징, 폭발 접합, 기계적 결합(키(key), 볼트 등을 사용함) 또는 용접을 포함한다.
경도와 항복 강도 사이의 관계
다음 섹션에 기재된 실시예에서, 고온에서 Al 합금의 기계적 특성을 평가하기 위해 초기 시험으로서 브리넬 경도를 사용하였다. 브리넬 경도 측정은 비교적 간단한 시험 방법이며, 인장 시험보다 더 빠르다. 이는 추가의 시험을 위해 이후 분리될 수 있는 적합한 재료를 식별하기 위한 초기 평가를 형성하는 데 사용될 수 있다.
인장 강도는 보통 2개의 파라미터, 즉 항복 강도(YS) 및 최대 인장 강도(UTS)에 의해 특징지어진다. 최대 인장 강도는 인장 시험 동안의 최대 측정 강도이며, 이는 명확한 지점에서 발생한다. 항복 강도는 인장 시험 하에서 소성 변형이 눈에 띄고 현저해지는 응력의 양이다. 탄성 변형이 끝나고 소성 변형이 시작되는 엔지니어링 응력-변형률 곡선 상의 명확한 지점이 없기 때문에, 항복 강도는 뚜렷한 양의 소성 변형이 발생했을 때의 그 강도로 선택된다. 일반적인 엔지니어링 구조 설계의 경우, 항복 강도는 0.2% 소성 변형률이 발생했을 때 선택된다. 샘플의 원래 단면적으로부터 0.2% 오프셋(offset)에서 0.2% 항복 강도 또는 0.2% 오프셋 항복 강도를 계산한다(s = P/A). 입도 및 상 크기 및 분포의 변동과 같은 요인에 대해 항복 강도가 최대 인장 강도보다 훨씬 더 민감하다.
재료의 경도는 표준 시험 조건 하에서의 표면 압입(surface indentation)에 대한 그의 저항성이다. 이는 국부적인 소성 변형에 대한 재료의 저항성의 척도이다. 재료 내로 경도 압입기(indentor)를 가압함으로써 압입기가 압인되는 위치에서 재료의 소성 변형(이동)이 수반된다. 재료의 소성 변형은 압입기에 대한 힘의 양이 시험 재료의 강도를 초과한 결과이다. 따라서, 재료가 경도 시험 압입기 하에서 소성 변형되는 것이 적을수록, 재료의 강도가 더 높다. 동시에, 더 적은 소성 변형은 더 얕은 경도 압인을 초래하고; 따라서, 결과적인 경도 수치가 더 높다. 이는 재료의 경도가 높을수록 예상 강도가 더 높은 전반적인 관계를 제공한다.
즉, 경도 및 항복 강도 둘 모두는 소성 변형에 대한 금속의 저항성의 지표이다. 결과적으로, 이들은 대략적으로 비례한다. 도 4는 Al 합금에 대한 브리넬 경도와 항복 강도 사이의 관계를 도시한다. 전형적으로, 약 40 ksi의 항복 강도가 배킹 플레이트를 형성하는 데 사용되는 Al 합금에 적합하다. 따라서, 도 4에 도시된 바와 같이, 40 ksi에 대한 상응하는 브리넬 경도는 약 92 HB이다. 그러나, 항복 강도가 결정립 및 상 크기 및 분포와 같은 다른 미세구조적 요인에 더 민감하기 때문에, 그 관계는 실험적으로 항복 강도보다는 오히려 최대 인장 강도에 대해 더 정확하다는 것에 유의한다. 따라서, 각각의 재료에 대한 항복 강도와 경도 사이의 관계를 이해하고 실험적으로 측정하는 것이 중요하다. 그러한 관계를 하기에 주어진 재료 및 실시예에 대해 평가하였다.
실시예
하기 비제한적인 실시예는 본 발명의 다양한 특징 및 특성을 예시하며, 본 발명은 그에 제한되는 것으로 해석되어서는 안 된다. 달리 언급되지 않는 한, 모든 양은 중량 백분율이다.
본 출원의 방법은 이전에 이용가능한 것보다 높은 항복 강도 및/또는 경도를 갖는 Al 합금, 특히 장기간 동안 약 300℃의 온도로 가열된 후에도 항복 강도 및/또는 경도를 유지하는 Al 합금을 형성하는 데 사용될 수 있다. 일부 실시 형태에서, Al 합금은 스퍼터링 타겟 조립체에서 사용하기 위한 배킹 플레이트를 형성하는 데 적합하다. 요구되는 Al 합금은 항복 강도를 약 40 ksi 미만으로 손상시키지 않으면서 약 300℃의 힙핑 온도를 거칠 수 있는 것이다. 도 4를 참조하여 상기에 개시된 바와 같이, 초기 분석에서, Al 합금의 경우 92 HB 초과의 브리넬 경도는 40 ksi 초과의 항복 강도에 상응하는 것으로 결정되었다. 따라서, 92 HB의 브리넬 경도를 초기 기준점으로서 사용하였다.
초기 비교로서, 측정된 Al 합금이 ECAE 가공을 거친 후에 배킹 플레이트를 형성하기에 적합한 일반적으로 입수가능한 Al 합금의 항복 강도가 표 1에 나타나 있다. 하기 표 1에 나타난 바와 같이, 통상적으로 입수가능한 Al 합금이 열안정성을 유지하는 최대 온도는 약 200℃ 내지 225℃이다. 이러한 온도 범위는 배킹 플레이트 조립체에 대해 요구되는 300℃의 힙핑 온도보다 낮음에 유의한다.
[표 1]
Figure 112019031849021-pct00002
도 5는, ECAE를 사용한 가공을 사용한 것과 사용하지 않은 것 둘 모두에서, 1시간 동안 어닐링한 후 온도의 함수로서의 두 가지 열처리 불가능한 Al 합금, 즉 Al3004 및 Al5052에 대한 항복 강도를 나타낸다. 두 가지 합금의 각각에 대한 항복 강도는 각각의 합금이 ECAE를 거친 후에 5배 넘게 증가하였음에 유의한다. 그러나, 둘 모두의 합금의 항복 강도는 300℃의 온도에서 1시간 이상 동안 후에 40 ksi보다 훨씬 낮았다(각각 약 20 내지 23 ksi).
도 6은, ECAE를 거친 후 1시간 동안 어닐링 후의 온도의 함수로서의 열처리 가능한 Al 합금 Al7075에 대한 항복 강도를 나타낸다. 항복 강도는 300℃의 온도에서 1시간 이상 동안 후에 약 40 ksi로 떨어졌음에 유의한다.
도 7은, ECAE를 거치고 피크 시효를 거친 2개의 샘플 및 ECAE를 거치지 않고 피크 시효를 거치지 않은 1개의 샘플에 대해 1시간 동안 어닐링 후의 온도의 함수로서의 열처리 가능한 Al 합금 Al6061에 대한 항복 강도를 나타낸다. 합금의 각 샘플이 300℃의 온도에서 1시간 이상 동안 있은 후에 항복 강도가 약 20 ksi로 떨어졌음에 유의한다.
도 8은 4가지 대표적인 처리 방법에 대해 1시간 동안의 어닐링 온도의 함수로서의 열처리 가능한 Al 합금 Al2618에 대한 브리넬 경도를 나타낸다. 모든 경우에, 300℃에서 1시간 이상 동안 어닐링한 후, 브리넬 경도는 92 미만이며, 이는 40 ksi 이상의 항복 강도에 상응한다. 이러한 합금, Al2618은 시험된 가장 열적으로 안정한 Al 합금임에 유의한다.
실시예 1: ECAE 후의 열안정성에 대한 99.999%(5N) Al을 다양한 원소로 도핑하는 것의 영향
이 실시예에서는, 고순도 99.999%(5N) Al을 특정 원소로 도핑하는 것의 영향을 평가하여 Al 합금에 적합한 열안정성을 제공할 적합한 도펀트를 찾았다. 연구한 도핑 원소는 Si, Cu, Sc, Ti, Mo, Hf, Zr 및 Mn이었다. 도핑된 Al 합금을 ECAE에 적용한 후에 얻어진 Al 서브-마이크로미터 입도의 열안정성에 대한 각각의 원소의 영향을 비교하기 위해 실험을 수행하였다. 이 실시예에서, 주조, 용체화 및 담금질 후에 각각의 통과 사이에 Al 빌렛을 90도 회전시키면서 4회 ECAE 통과를 모든 샘플에 대해 수행하였다. 결과가 도 9에 비교되어 있다.
도 9에서, y 축은 재료의 평균 입도가 직경 1 마이크로미터를 초과하기 전에 각각의 샘플에 1시간 동안 가해진 최대 온도를 나타낸다. x-축은 원자 ppm(atomic part per million) 단위의 Al 합금 내의 각각의 도펀트의 농도를 제공한다. 구체적으로 10,000 ppm은 1 원자%와 동등하고, 1000 ppm은 0.1 원자%와 동등하고, 100 ppm은 0.01 원자%와 동등하고, 10 ppm은 0.001 원자%와 동등하고, 1 ppm은 0.0001 중량%와 동등하다. 도 9에 도시된 바와 같이, Al 합금 서브-마이크로미터 결정립의 열안정성을 개선하기 위한 가장 효과적인 원소는 Sc, 이어서 Zr인 것으로 밝혀졌다. 더욱이, Al 합금의 열안정성에 상당한 영향을 미치는 데는 단지 소량(약 100 ppm 내지 1,000 ppm)의 Si 및 Zr만이 필요하였다.
도 9에 도시된 바와 같이, 1000 ppm Sc를 갖는 Al 합금(0.1 원자% Sc(0.166 중량%)를 갖는 5N Al) 또는 1000 ppm Zr을 갖는 Al 합금(0.1 원자% Zr(0.337 중량%)를 갖는 5N Al)의 서브-마이크로미터 결정립 구조는 각각 최대 400℃ 및 325℃에서 안정하다. 1000 ppm(0.1 원자%) 초과의 Sc 또는 Zr 중 어느 하나에서, 더 많은 Sc 또는 Zr이 첨가됨에 따라 안정성의 증가가 더 적어지고, 안정성의 증가는 평탄역에 도달한다. 이는 아마도 Al에서의 Sc 및 Zr의 최대 용해도가 각각 2,300 ppm 및 2,800 ppm 미만이기 때문이다. 이들 값 초과의 Sc 또는 Zr의 농도는 극도로 미세한 분산질을 생성하는 데 더 적은 효과를 가질 것이며, 그 결과 열안정성에 추가되는 이득은 더 점진적이다. 또한 도 9에 도시된 바와 같이, 소정의 열처리 가능한 합금에 사용될 수 있는 Ti, Cu, 및 Si와 같은 원소가 열안정성에 가장 작은 영향을 미친다. Hf, Mo, 또는 Mn과 같은 원소가 상당히 높은 농도(즉, 1000 ppm 초과)로 존재할 때 Al 합금의 열안정성에 기여할 수 있다.
실시예 2: 브리넬 경도에 대한 99.999% Al(5N) 내의 Sc 중량 백분율의 영향
이 실시예에서, Al 합금 경도에 대한 Sc의 양의 영향을 평가하였다. 고순도 99.999%(5N) Al을 도핑하여 0.1 원자%(0.166 중량%), 0.3 원자%(0.5 중량%), 1.2 원자%(1.98 중량%), 5.0 원자% (8.06 중량%), 7.5 원자%(11.90 중량%) 및 9.5 원자%(14.88 중량%) Sc의 원자 백분율로 Sc를 갖는 6개의 샘플을 생성하였다. 이 실시예를 위해, 통상적인 열-기계적 공정을 선택하였다. 즉, ECAE보다는 고온 단조를 포함하는 표준 소성 변형을 사용하였다. 시험을 위한 재료를 형성하는 데 사용되는 공정은 Al 재료를 주조한 후에, 각각의 주조물을 용체화, 담금질, 및 250℃에서 70% 높이 감소까지 열간 단조하여 Al 합금의 최종 빌렛을 형성하는 것을 포함하였다. 빌렛을 증가하는 온도에서 어닐링하였다. 어닐링 후에 실온의 재료를 사용하여 샘플의 브리넬 경도를 측정하였다. 결과는 도 10에 나타나 있으며, 이는 다양한 어닐링 온도에서의 브리넬 경도에 대한 Sc 농도의 영향을 나타낸다. 250℃ 내지 350℃의 온도에서 어닐링한 후에 각각의 샘플에 대해 얻어지는 평균 입도는 약 50 내지 약 150 마이크로미터였다.
도 10에 도시된 바와 같이, 효과적인 강화를 위한 Al 내의 Sc의 임계량은 0.1 원자%(0.166 중량%) 초과의 Sc이다. 또한, 0.3% 원자%(0.5 중량%) 초과의 Sc를 갖는 Al 합금에서, 300℃ 내지 350℃의 온도에서 1시간 동안 어닐링한 후에 강도의 최대 증가가 달성되었다. 이들 온도는 Al3Sc 분산질에 대한 피크 시효 처리에 상응한다.
또한 도 10에 도시된 바와 같이, 300℃에서 어닐링 후 강도의 최대 증가는 0.1 원자%(0.166 중량%) Sc와, 0.23 원자%(예를 들어, 2300 ppm 또는 0.38 중량%)인 Al 내의 Sc의 최대 용해도 한계보다 약간 큰 0.3 원자%(0.5 중량%) Sc 사이에서 발생하였다. 도 10에 도시된 바와 같이, 1.2 원자%(1.98 중량%) Sc에 대한 350℃에서 1시간 동안 후의 브리넬 경도는 0.3 원자%(0.5 중량%) Sc와 매우 유사하였으며, 이는 0.3 원자%(0.5 중량%) Sc와 1.2 원자%(1.98 중량%) Sc 사이의 상대적으로 작은 차이를 나타낸다. 다량의 Sc(예를 들어, 5.0 원자%(8.06 중량%) 내지 9.5 원자%(14.88 중량%))를 첨가한 후에 경도의 더 상당한 증가가 달성되었다. 경도는 0.3 원자%(0.5 중량%) Sc에서의 58.6 HB로부터 9.5 원자%(14.88 중량%) Sc에서의 79.6 HB까지 증가되었다. 이 결과는, 고용체 내의 과포화된 0.23 원자%(0.38 중량%) Sc로부터 침전된 극도로 미세한 Al3Sc 분산질이, 300℃ 내지 350℃에서 용체화, 담금질, 및 피크 시효를 포함하는 다양한 열처리에 의해 영향을 받지 않은 과잉 Sc를 갖는 다양한 (AlSc) 일차 상보다 더 적합한 강화 효과를 가진다는 것을 나타낸다.
최대 측정 브리넬 경도는 9.5 원자%(14.88 중량%) Sc에 대해 79.6 HB이었으며, 이는 여전히 Al 합금에 대한 40 ksi의 요구되는 인장 강도에 상응하는 92 HB의 요구되는 경도 미만이다. 이 실시예는 표준 소성 변형을 사용하는 Al-Sc 합금의 통상적인 열-기계적 가공이, 용해도 한계를 초과하는 Sc의 양이 사용될 때에도, 적합한 경도 및/또는 강도의 Al 합금을 형성함에 있어서 충분하지 않음을 입증하였다. 비교적 낮은 경도에 대한 한 가지 기여 요인은 통상적인 열-기계적 가공 동안 발현되는 큰(1 마이크로미터를 훨씬 초과하는) 입도였다. 다른 요인은 0.38 중량%를 초과하는 Sc에 의해 형성된 일차 상의 조대한 크기이며, 이는 강화에 대해 분산질만큼 효과적으로 기여하지는 않는다.
Sc는 일부 응용에서 제한된 이용가능성을 가질 수 있음에 유의한다. 따라서, 높은 중량 백분율의 Sc가 이용가능하지 않은 일부 실시 형태에서, 더 적은 양(예를 들어, 0.23 원자%(0.38 중량%) 미만)의 Sc는 적합한 경도 또는 항복 강도를 달성하기 위해 추가적인 가공 방법과 함께 사용될 수 있다. 예를 들어, 약 0.38 중량% 미만의 Sc를 가지며 상기에 논의된 다양한 방법으로 가공된 Al 합금은 상기 방법으로 가공되지 않은 약 0.38 중량% 초과의 Sc를 갖는 Al 합금과 유사한 경도 및/또는 항복 강도를 가질 수 있다. 따라서, 이들 상황에서, 상기에 개시된 바와 같이, Al 합금의 경도 및/또는 강도를 상승시키기 위해 추가적인 가공 기술이 포함될 수 있다.
실시예 3: Al5083 경도에 대한 Sc 및 Zr 농도 및 ECAE 통과 횟수의 영향
이 실시예에서는, Al 합금 경도에 대한 Sc 및 Zr의 중량 백분율의 다양한 조합의 영향을 평가하였다. 최종 Al 합금 경도에 대한 ECAE 통과 횟수의 영향을 또한 평가하였다.
실시예 1 및 실시예 2에서 적합한 것으로 확인된 Sc 농도를 사용하여, 특정 Al 재료를 주조하였다. 본 실시예에서는, 열처리 불가능한 시판용 Al 합금, Al5083을 베이스 재료로서 선택하였다. 초기 Al5083의 조성은 표 2에 주어져 있으며 "실제"(actual)로 표시된다. Al5083 사양이 또한 표 2에 제공되어 있으며, 각각의 원소에 대한 허용가능한 최소 및 최대 중량 백분율 양이 각각 "최소" 및 "최대"로 표시되어 있다. 본 조성물은 Mg, Cr, Zn, Mn, Fe, Si 및 소량의 Ti, Cu를 포함하는 시판용 Al 합금에 사용되는 통상적인 원소들을 함유한다.
[표 2]
Figure 112019031849021-pct00003
2.0 중량% Sc 마스터 합금을 갖는 Al 및 10 중량%의 Zr 마스터 합금을 갖는 Al의 다양한 양을 도가니에서 Al5083과 함께 용융시켰다. 증가하는 양의 Sc 및/또는 Zr을 갖는 3가지 조성물을 생성하고, 샘플 1(추가로 0.2 중량% Zr을 갖는 Al5083), 샘플 2(추가로 0.3 중량% Sc 및 0.2 중량% Zr을 갖는 Al5083) 및 샘플 3(추가로 0.5 중량% Sc 및 0.2 중량% Zr을 갖는 Al5083)으로 지칭한다. 이들 주조 합금의 각각의 화학 조성이 표 3에 열거되어 있다.
[표 3]
Figure 112019031849021-pct00004
상이한 양의 Al 2.0 중량% Sc 마스터 합금을 각각의 조성물에 첨가하였으며, 이는 초기 베이스 Al5083에 함유된 시작 원소들의 다양한 정도의 희석을 가져왔다. 다시 말하면, Sc 및 Zr의 최고 첨가를 갖는 조성물은, 표 3에 나타낸 바와 같이, 최저 양의 Mg, Mn Fe, Si, Cr, Zn 및 Cu 원소를 또한 갖는다.
주조 후에, 샘플 1 내지 샘플 3을 550℃에서 24시간 동안 용체화시켰다. 이러한 온도는 베이스 재료 Al5083의 고상선 온도보다 20℃ 낮다. 용체화 직후에, 물 중의 표준 담금질을 수행하였다. 샘플 1 내지 샘플 3의 빌렛에 대해 1회(1회 통과) 또는 4회(4회 통과) 온간 ECAE 압출을 수행하였다. 다이 및 빌렛 온도는 200℃였다. 각각의 빌렛을 각각의 통과 사이에 압출 방향에 대해 수직으로 90도 회전시켰다. ECAE 후에, 각각의 샘플의 쿠폰을 절단하고 하기 특정 온도에서 1시간 동안 어닐링하였다: 200℃, 250℃, 300℃, 350℃ 및 400℃.
Al5083 베이스 재료를 사용하여, 비교를 위한 대조군 샘플을 형성하였다. Al5083 베이스 재료를 또한 200℃에서 1회 통과 및 4회 통과로 ECAE에 적용하였고, 샘플 1 내지 샘플 3과 동일한 온도에서 1시간 동안 어닐링하였다.
1회 ECAE 통과 후의 샘플 1 내지 샘플 3에 대해 실온의 재료를 사용하여 수행된 브리넬 경도 시험의 결과가 도 11에 나타나 있다. 4회 ECAE 통과 후의 샘플 1 내지 샘플 3 및 대조군 샘플에 대해 실온의 재료를 사용하여 수행된 브리넬 경도 시험의 결과가 도 12에 나타나 있다.
도 11 및 도 12에 도시된 바와 같이, Al 합금이 300℃의 온도까지 1시간 동안 그리고 어느 정도까지 350℃에서 가열된 후에도 경도의 열안정성이 증가된다. 이는 샘플 2 및 샘플 3에 의해 나타나며, 이러한 추세는 샘플이 1회 ECAE 통과를 거치든 또는 4회 ECAE 통과를 거치든 동일하다. 얻어지는 경도는 샘플 2 및 샘플 3이 300℃에서 1시간 동안 있은 후에 94 내지 103 HB이고 샘플 2 및 샘플 3이 350℃에서 1시간 동안 있은 후에 84 내지 94 HB이다. 대조적으로, 도 12에 나타난 바와 같이, 베이스 Al5083 및 샘플 1은 300℃에서 1시간 동안 어닐링 후 74 HB 미만 및 350℃에서 1시간 동안 어닐링 후 67 HB 미만의 경도 수준을 갖는데, 이는 92 HB의 기준 경도 값 미만이다.
도 12에 도시된 바와 같이, 25℃ 내지 250℃의 어닐링 온도 범위의 경우, 샘플 1 내지 샘플 3은 모두 베이스 재료 Al5083에 비견되는 경도 수준을 갖는다. 250℃ 미만의 온도에서, 베이스 재료 Al5083 및 샘플 1은 최고 경도를 갖는다. 이는 250℃ 미만에서는 Sc 및 아마도 또한 Zr 둘 모두가 경화에 참여하지 않음을 보여준다. 대신에, 표준 합금 원소, 즉 Mg, Mn Fe, Si, Cr, Zn 및 Cu가 전반적인 강도에 가장 기여한다. 약 250℃에서, 분산질의 영향은 도 11의 1회 통과 ECAE 샘플에 대해 가장 잘 알 수 있는 바와 같이 분명해지기 시작하며, 여기서 주목되는 경도 증가는 250℃에서 관찰되며 약 300℃에서 최대이다. 이들 온도에서, Al3(Sc,Zr) 분산질은 매우 미세하고 균일하게 분포된 상으로 핵형성되기 시작한다.
300℃ 및 350℃ 둘 모두에서 샘플 1 내지 샘플 3에 대한 Al 합금의 입도를 광학 현미경에 의해 평가하였다. 광학 현미경은 약 1 마이크로미터의 해상도를 가지며, 단지 1 마이크로미터 초과의 입도를 분해할 수 있음에 유의한다. 도 13a 내지 도 13d는 1시간 동안 300℃의 열처리 후 각각의 Al 합금의 광학 현미경으로 촬영한 사진을 포함한다. 도 14a 내지 도 14c는 1시간 동안 350℃의 열처리 후 샘플 1 내지 샘플 3의 광학 현미경으로 촬영한 사진을 포함한다. 각각의 사진의 눈금은 약 50 μm의 범위를 나타냄에 유의한다. 입도 측정은 하기 표 4 및 표 5에 보고되어 있다.
[표 4]
Figure 112019031849021-pct00005
[표 5]
Figure 112019031849021-pct00006
도 13c, 도 13d, 도 14b, 및 도 14c에 도시된 바와 같이, 샘플 2 및 샘플 3 둘 모두의 서브-마이크로미터 입도는 300℃만큼 높고 심지어 350℃만큼 높을 때 안정하다. 대조적으로, 재결정화는 도 13a에 도시된 베이스 재료 Al5083에 대해 300℃에서 이미 발생하였으며, 8.05 마이크로미터 입도를 생성한다. 샘플 1의 경우, 도 13b에 나타난 바와 같이, 미세구조는 300℃에서 거의 완전히 재결정화되고, 도 14a에 도시된 바와 같이 350℃에서의 어닐링 후에도 대부분 변화되지 않은 채로 유지되는 4.1 마이크로미터 입도를 산출한다. 이 실시예는 ECAE를 거친 Al 합금의 서브-마이크로미터 입도의 열안정성을 증가시키는 데 대한 Al(Sc,Zr) 분산질의 유익한 영향을 나타낸다. 이는 또한 Sc 및 Zr이 첨가된 샘플 2 및 샘플 3에 대해 관찰되는 우수한 강도에 대한 설명을 제공한다.
샘플 1 내지 샘플 3 및 Al5083 베이스 재료의 경우, 베이스 플레이트 재료가 힙핑 동안 겪게 될 것과 유사하게, 샘플을 300℃에서 1시간 동안 열처리한 후에 실온에서 샘플을 사용하여 인장 시험을 수행하였다. 인장 시험의 결과는 도 15에 포함되어 있다. 중질 합금된 Al 5xxx로 제조된 구매가능한 배킹 플레이트(BP)에 대한 데이터가 또한 포함된다. 도 15는 300℃에서 1시간 동안 열처리 후 실온에서의 샘플의 최대 인장 강도(UTS) 및 항복 강도(YS) 둘 모두에 대한 데이터를 제공한다. 도 15에 나타난 바와 같이, Sc 및 Zr 둘 모두를 함유하는 샘플 2 및 샘플 3은 300℃에서 1시간 동안 어닐링 후에 더 높은 항복 강도를 갖는다. 샘플 2는 측정된 항복 강도가 44.4 ksi이었고, 샘플 3은 측정된 항복 강도가 47.5 ksi이었다. 이는 기준선 Al5083의 경우의 23.8 ksi와 비교하여 샘플 1의 경우에 22.7 ksi, 그리고 구매가능한 배킹 플레이트 Al의 경우에 28.8 ksi이다. 최대 인장 강도(UTS)에서의 이득은 또한 기준선 Al5083 재료에 대한 약 40 ksi로부터 샘플 2 및 샘플 3에 대한 48.7 및 49.7 ksi까지 관찰된다. 이 실시예에 개시된 바와 같이, 본 명세서에 기재된 방법은 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 후에 40 ksi 초과, 45 ksi 초과, 또는 50 ksi 초과의 항복 강도를 갖는 Al 합금을 제공한다.
경도에 대한 ECAE 통과 횟수의 영향을 비교하기 위하여, 1회 및 4회 ECAE 통과 둘 모두를 거친 샘플 2 및 샘플 3에 대한 경도를 비교하였다. 도 16은 1회 및 4회 ECAE 통과 둘 모두를 거친 후의 샘플 2의 브리넬 경도를 나타낸다. 도 17은 1회 및 4회 ECAE 통과 둘 모두를 거친 후의 샘플 3의 브리넬 경도를 나타낸다.
도 16 및 도 17에 도시된 바와 같이, 샘플 2 및 샘플 3에 대해, 4회 ECAE 통과는 대부분의 온도 범위에 대해 더 높은 경도를 야기하였다. 이는 도 16 및 도 17의 그래프의 좌측에서 심지어 25℃에서도 관찰되었다. 이는 300℃의 온도로 가열된 후에 샘플 2 및 샘플 3에 대해서도 유지된다. 1회 ECAE 통과를 거친 샘플 2 및 샘플 3의 경우, 300℃ 초과의 온도에서 1시간 동안 후에, 브리넬 경도가 92 HB 미만으로 떨어지기 시작하였다. 4회 ECAE 통과를 거친 샘플 2 및 샘플 3의 경우, 1시간 동안 300℃로 가열된 후에, 브리넬 경도는 102 내지 103 HB 초과로 유지된다. 4회 ECAE 통과를 거친 샘플 2 및 샘플 3의 경우, 약 350℃의 온도에서 1시간 동안 후에도, 브리넬 경도는 배킹 플레이트 응용을 위한 Al 합금의 기준 경도인 92 HB 초과로 유지된다.
실시예 4: Sc 및/또는 Zr을 갖는 Al5083에 대한 1회 ECAE 통과 후 300℃ 및 350℃에서의 장기간 어닐링의 효과
이 실시예에서는, 표준 어닐링 온도와 유사한 온도에 대한 장기간 노출의 영향을 평가하였다. 상기 실시예 3에서 샘플 1 내지 샘플 3 및 베이스 재료에 사용된 동일한 재료를 평가하였다.
도 18은 장기간 어닐링 처리 후의 측정된 경도를 나타낸다. 도 18은 1회 ECAE 통과를 거친 후, 그리고 300℃ 및 350℃ 둘 모두에서 1 내지 8시간의 증가하는 지속시간에 대해 샘플 2 및 샘플 3으로부터의 재료의 경도를 나타낸다. 이러한 유형의 시험은 열처리를 위한 공정 엔벨로프(process envelope)가 얼마나 강건한지를 그리고 Al 합금의 기계적 특성에 대한 장기간 가열의 영향을 결정하기 위해 수행된다. 도 19는 1 내지 24시간 동안 300℃로 가열한 후 4회 ECAE 통과 후의 샘플 1 내지 샘플 3으로부터의 재료 및 기준선 Al5083 합금으로부터의 재료의 경도를 나타낸다.
도 19에 나타난 바와 같이, 최대 24시간 동안 300℃로 가열된 후, 4회 ECAE 통과 후에 샘플 2 및 샘플 3에서 브리넬 경도의 현저한 감소는 검출되지 않았다. 데이터는, 배킹 플레이트 응용에 사용되는 Al 합금의 경우, 92 HB의 요구되는 한계보다 높은 97 HB 초과로 브리넬 경도가 일관되게 유지됨을 나타낸다. 이 실시예에 나타난 바와 같이, 힙핑과 같은 열 가공 단계의 지속시간의 변동은 샘플 2 및 샘플 3의 조성물로 제조된 Al 합금 배킹 플레이트의 얻어지는 기계적 특성에 대해 감소된 영향을 줄 수 있다. 이 실시예는 본 명세서에 개시된 Al 합금으로 제조된 배킹 플레이트가 경도를 잃지 않으면서 더 긴 힙핑 시간을 견딜 수 있음을 보여준다. 이러한 특성은 본 출원에 기재된 Al 합금으로 제조된 배킹 플레이트를 스퍼터링 타겟에 접합하는 데 더 긴 힙핑 시간이 사용될 수 있게 하며, 따라서 스퍼터링 타겟 조립체가 더 높은 품질의 접합으로 형성되게 한다.
도 18의 경도 값을 도 19의 경도 값과 비교하면, 1회 ECAE 통과 대신에 4회 ECAE 통과를 사용하는 것이 긴 어닐링시간에 걸쳐 경도가 덜 감소하게 하는 것으로 관찰될 수 있다. 도 18에 도시된 바와 같이, 샘플 3과 유사한 조성을 갖고 1회 ECAE 통과를 거친 Al 합금의 경우, 브리넬 경도는 300℃의 온도에서 8시간 동안 후에 92 HB 미만으로 유지된다. 그러나, 도 19에 도시된 바와 같이, 샘플 3과 유사한 조성을 갖고 4회 ECAE 통과를 거친 Al 합금의 경우, 브리넬은 심지어 300℃의 온도 후에도 92 내지 93 HB 초과로 유지된다. 이는 서브-마이크로미터 구조에 대한 ECAE 통과 횟수의 영향을 입증한다. 더 많은 ECAE 통과는 더 많은 수의 고각 경계를 갖는, 더 등축이고 미세화되고 균일한 서브-마이크로미터 입도를 제공한다. 고각 경계는 구조를 더 안정하게 만들고, 또한 분산질의 침전 동역학 및 재분배에 영향을 줄 가능성이 있다.
또한 도 18에 도시된 바와 같이, 샘플이 350℃의 온도에서 약 3시간 동안 있는 후에 1회 ECAE 통과를 거친 샘플 2 및 샘플 3의 강도가 증가할 수 있는 것으로 밝혀졌다. 샘플 2 재료의 경우, 94 HB 초과의 브리넬 경도가 달성되었다. 이러한 데이터는, 적합한 힙핑 시간 동안 Al 합금을 300℃ 초과, 잠재적으로 최대 350℃의 온도로 가열하는 것을 비롯하여 힙핑 공정에 사용될 수 있는 더 넓은 범위의 가공 파라미터를 제안한다. 이는 특정 타겟 조립체 조성물에 대한 유익한 접합 강도 및 미세구조를 추가로 초래할 수 있다. 장기간 어닐링 후에 Zr 단독 또는 기준선 Al5083 재료를 갖는 샘플 1에 대해 최소한의 이득이 관찰되었음에 유의한다.
실시예 5: 4회 ECAE 통과 후 Sc 및/또는 Zr을 갖는 Al5456의 열안정성에 대한 조성의 영향
이 실시예에서는, 열처리 불가능한 Al 합금의 경도에 대한 조성의 영향을 평가하였다.
실시예 1 및 실시예 2에 기재된 원리 및 실시예 4에 기재된 방법에 기초하여, 새로운 세트의 4개의 Al 합금을 잉곳 야금에 의해 주조하였다. 이 실시예에서, 베이스 재료는 열처리 불가능한 Al 합금 Al5456이었으며, 이의 조성은 표 3에 주어지고 "실제"로 표시된다. Al5456 사양이 또한 표 6에 제공되어 있으며, 각각의 원소에 대한 허용가능한 최소 및 최대 중량 백분율 양이 각각 "최소" 및 "최대"로 표시되어 있다. 이 Al 합금은 상기 실시예 3에서의 Al5083보다 더 많은 Mg(주요 합금화 원소)를 함유한다. 나머지 통상적인 원소들, 즉 Mn, Fe, Cr, Si 및 소량의 Zn, Ti, 및 Cu는 Al5083과 유사하다.
[표 6]
Figure 112019031849021-pct00007
실시예 3에 따른 공정과 유사하게, Al + 2.0 중량% Sc 마스터 합금 및 Al + 10 중량% Zr 마스터 합금을 기준선 Al5456 재료와 함께 용융시켜, 표 7에 열거된 4개의 조성물을 샘플 4 내지 샘플 7로서 생성하였다. 각각의 재료의 중량 백분율 단위의 조성이 표 7에 주어져 있다. 4개의 새로운 합금 중 3개(샘플 5 내지 샘플 7)에 대해서는, Al 내의 Sc의 최대 용해도 한계 미만, 그 부근, 및 다소 초과인 3가지 수준(예를 들어, 0.2 중량%, 0.3 중량% 및 0.5 중량%)의 Sc를 첨가하는 한편, Zr은 0.2 중량%로 일관되게 유지하였다. 제4 합금(샘플 4)에 대해서는, 단지 0.3 중량% Sc(최대 용해도 한계 부근)만을 첨가하였고, Zr을 첨가하지 않았다.
[표 7]
Figure 112019031849021-pct00008
실시예 3에서의 샘플과 유사하게, 각각의 새로운 조성에 대한 상이한 양의 마스터 합금의 첨가로 인해 Al5456의 주요 원소의 일부 희석이 있었다. 다시 말하면, 더 많은 마스터 합금을 사용하는 조성은 적은 양의 통상적인 원소 Mn, Fe, Cr, Si, Zn, Ti, Cu를 가졌다.
Al 재료를 빌렛으로 주조한 후에, 샘플 4 내지 샘플 7을 554℃(즉, 베이스 재료 Al5456의 고상선 온도 보다 20℃ 낮음)에서 24시간 동안 용체화시켜 Al 합금을 형성하였다. 용체화 후에 물 중에서의 표준 담금질을 즉시 수행하였다. 샘플 4 내지 샘플 7의 온간 ECAE 압출을 각각의 통과 사이에 90도 빌렛 회전을 사용하여 4회 수행하였다(4회 ECAE 통과). 다이 및 빌렛 온도를 200℃에서 유지하였다. ECAE 후에, 쿠폰을 샘플 4 내지 샘플 7의 재료로부터 절단하고, 하기 온도에서 1시간 동안 어닐링하였다: 200℃, 250℃, 300℃, 350℃, 400℃, 450℃ 및 500℃.
비교를 위해, 열처리 불가능한 Al5456 베이스 재료를 또한 4회 통과를 사용하여 200℃에서 ECAE 압출하고 샘플 4 내지 샘플 7과 동일한 온도에서 1시간 동안 어닐링하였다. 브리넬 경도 시험을 수행하였고, 그 결과가 도 20에 나타나 있다.
도 20에 도시된 바와 같이, 샘플 4 내지 샘플 7 모두는 약 300℃의 온도로 가열된 후에 92 HB 초과의 브리넬 경도를 나타내었고, 상기에 개시된 파라미터에 따라 Al 합금 배킹 플레이트로서 사용하기 위한 요건을 충족시켰다. 도 20에 또한 도시된 바와 같이, 최상의 열안정성 및 강도를 갖는 샘플 조성물은 샘플 4 및 샘플 5이다. 300℃에서, 두 조성물 모두의 브리넬 경도는 100 내지 101 HB이고; 350℃에서, 이는 약 94.7 HB(즉, 92 HB 초과)로 유지된다. 이러한 두 조성물의 우수한 경도는 400℃ 내지 500℃의 온도로 가열된 후에도 나타난다.
또한 도 20에 나타난 바와 같이, 샘플 6 및 샘플 7의 경우, 샘플 5 내지 샘플 7(이들 모두는 Sc 및 Zr 둘 모두가 첨가됨)을 비교할 때, 0.3 중량% Sc 또는 0.5 중량% Sc의 첨가는 0.2 중량% Sc에 비하여 현저한 이점을 제공하지는 않았다. 샘플 6 및 샘플 7에 대한 브리넬 경도 변화는 300℃ 내지 450℃의 온도에서 유사하였다. 이는, 0.3 중량%가 0.38 중량%의 최대 용해도 한계 부근이고 0.5 중량%가 그를 약간 초과하기 때문에, 두 조성물 모두에서 대략 동일한 양의 Sc(아마도 0.38 중량% 미만)가 침전된다는 사실과 관련될 수 있다. 이러한 데이터는 더 긴 용체화 열처리 또는 더 신속한 냉각 방법이 Al에 용해되는 더 많은 양의 Sc를 야기함을 나타낼 수 있다.
도 21a 및 도 21b, 도 22a 내지 도 22c, 및 도 23a 내지 도 23c는 광학 현미경으로 촬영한 샘플 4, 샘플 5, 및 샘플 7의 입도를 나타낸다. 샘플 6은 샘플 5 및 샘플 7과 유사하기 때문에 도시하지 않는다. 도 21a 및 도 21b, 도 22a 내지 도 22c, 및 도 23a 내지 도 23c로부터의 데이터가 표 8에 요약되어 있다.
[표 8]
Figure 112019031849021-pct00009
도 21a 및 도 21b, 도 22a 내지 도 22c, 및 도 23a 내지 도 23c에 도시된 바와 같이, 모든 샘플의 조성물은 300℃ 이상까지 그리고 심지어 350℃까지 서브-마이크로미터 입도를 가졌다. 0.3 중량% Sc만을 갖는 샘플 4는 425℃까지 서브-마이크로미터 입도의 증대된 안정성을 가졌고, 오직 약 425℃에서 재결정화가 일어났다. 샘플 5 및 샘플 7은 400℃에서 완전히 재결정화되고 미세한(즉, 직경 10 마이크로미터 미만의) 미세구조를 갖는다. 이 데이터는 서브-마이크로미터 입도가 300℃ 및 또한 350℃에서 Al 합금의 강화에 참여하였음을 보여준다. 이는 또한 결정립계를 고정하고 결정립 성장을 지연시키는 분산질의 유효성을 입증한다.
요약하면, 실시예 5는 Al5083에 대해 실시예 3에서 사용된 공정이 또한 Al5456에 대해서도 잘 작용한다는 것을 보여준다. 본 명세서에 개시된 바와 같이, 이들 기술은 Al 합금을 소정의 적합한 분산질과 조합하고, 임의의 충분히 합금된 Al 합금에 대한 강소성 변형에 의해 얻어지는 서브-마이크로미터 미세구조체를 형성하는 데 사용될 수 있다. 이는 예를 들어 시재료로서 1000 내지 8000 시리즈의 Al 합금을 선택하는 것을 포함한다. 일반적으로, 매우 다양한 조성물 또는 원소가 베이스 Al 합금 또는 분산질에 사용될 수 있으며, 본 명세서에 개시된 방법에 따라 고온 특성을 발현하는 데 사용될 수 있다. 이는, 넓은 범위의 Al 재료가 특별히 맞춤된 특성을 갖는 Al 합금을 형성하는 데에 그리고 현재 이용가능하지 않은 재료를 형성하는 데에 사용되게 할 수 있다. Sc, Zr, Ti, Nb, Ni, Y, Hf, V, Fe, Li, Mn, Cr, Ta, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu와 같은 원소를 갖는 분산질을 형성하는 Al 이외의 원소가 대안적인 응용을 위해 조합될 수 있다.
실시예 6: Sc 및/또는 Zr이 첨가된 Al5456 및 Al5083에 대한 초기 조성의 영향
도 24는 실시예 3 및 실시예 5에 기재된 2개의 베이스 재료, 즉 Al5083 및 Al5456에 대해 유사한 수준의 Sc 및 Zr 합금화, 즉 0.5Sc + 0.2Zr 및 0.3Sc + 0.2Zr에 대한 어닐링 온도 대비 브리넬 경도의 데이터를 비교한다. 도 24는 또한 4회 ECAE 통과를 거친 후 실시예 5로부터의 샘플 6과 샘플 7, 및 실시예 3으로부터의 샘플 2와 샘플 3의 비교를 나타낸다.
도 24에 도시된 바와 같이, Al5456 기준선 재료는 250℃ 미만의 온도에서 더 경질인 재료를 제공하지만, 스퍼터링 타겟 조립체에 대한 관심 온도인 300℃에서 최소한의 이득이 있다. 300℃에 근접한 온도에서의 경도의 이러한 평준화는 다음 요점을 나타낸다. 250℃ 미만의 온도에서, 우세한 강화 메커니즘은 서브-마이크로미터 입도로 인한 경화, 용질, 불용성 상 및 전이 원소의 용해성 이차 상으로 인한 경화이지, 분산질로 인한 경화가 아니다. 이들 두 조성물의 경우, Mg의 차이는 이들 두 샘플을 제조하는 데 사용되는 재료의 강도에 대한 강한 기여자(contributor)이다. 2개의 Al5083 기반 샘플에 비해 2개의 Al5456 기반 샘플에 Mg가 더 많기 때문에(3.32% 내지 3.78% 대비 3.79% 내지 4.31% - 이들 샘플의 조성에 대해서는 표 3 및 표 7 참조), 앞선 2개의 조성물에서 경도가 더 높다. 약 250℃에서, 3가지 현상이 일어나기 시작한다: 통상적인 원소로부터 유래하는 강도의 손실, 서브-마이크로미터 입도의 작은 성장에 의한 전위의 회복, 및 Al3(Sc,Zr) 분산질의 핵형성. 처음 2가지 요인은 모든 4가지 조성물에 대해 대략 동일한 수준으로 경도 손실에 기여한다. 그러나, 마지막 현상, 즉 분산질의 핵형성은 Al 합금 강도를 증가시키고 임의의 추가의 결정립 성장을 중단시킨다. 300℃에서, 분산질의 피크 시효가 일어나며, 4가지 조성물 모두에 허용가능한 강도를 제공한다.
전체적으로, 이러한 비교는 300℃만큼 높은 온도에서 소정 재료 특성을 개선하기 위해 사용될 수 있는 통상적인 원소(예를 들어, Mg)의 양에 대한 제한이 있음을 보여준다. 분산질의 크기 및 분포와 서브-마이크로미터 입도가 여전히 강화 요인이다.
또한 도 24에 도시된 바와 같이, 가장 적합한 조성을 갖는 샘플 2 및 샘플 3의 경우, 4회 ECAE 통과는 모든 연구된 온도 범위에 대해 더 높은 경도를 초래하였다. 이는 300℃ 및 350℃만큼 높은 온도를 포함한다. 300℃에서 1시간 동안, 브리넬 경도는 102 내지 103 HB 초과로 유지된다. 심지어 350℃에서 1시간 동안, 92 HB 초과로 유지되며, 이는 본 발명의 방법에 따른 배킹 응용을 위한 Al 합금에 대해 요구되는 경도이다. 상기 실시예들에 나타난 바와 같이, 본 명세서에 기재된 방법은 약 300℃ 내지 약 400℃의 온도에서 1시간 이상 동안 후에, 80 HB 초과, 85 HB 초과, 또는 90 HB 초과의 브리넬 경도를 갖는 Al 합금을 형성하는 데 사용될 수 있다.
본 발명의 범주로부터 벗어나지 않고서 논의된 예시적인 실시 형태에 대해 다양한 변경 및 추가가 이루어질 수 있다. 예를 들어, 전술된 실시 형태가 특정 특징을 언급하지만, 본 발명의 범주는 또한 특징들의 상이한 조합을 갖는 실시 형태 및 전술된 특징들 모두를 포함하지는 않는 실시 형태를 포함한다.

Claims (10)

  1. 고강도 알루미늄 합금의 형성 방법으로서, 상기 방법은
    주성분으로서의 알루미늄 및 부성분으로서의 스칸듐을 포함하는 알루미늄 합금을, 가열 중 상기 스칸듐이 용체에 들어가는 기간 동안 상기 알루미늄 합금의 용체화(solutionizing) 온도로 가열하는 단계;
    스칸듐 0.2 중량% 내지 0.5 중량% 및 지르코늄 0.2 중량%를 포함하는 알루미늄 합금을 담금질하여 용체화 온도로부터 알루미늄 합금을 냉각시키고 알루미늄 합금 빌렛(billet)을 형성하는 단계; 및
    상기 알루미늄 합금 빌렛을 85℃ 미만 또는 200℃ 초과 275℃ 미만의 압출 온도에서 등통로각 압출(equal channel angular extrusion)로 압출하여 고강도 알루미늄 합금을 형성하는 단계로서, 상기 고강도 알루미늄 합금은 300℃의 온도에서 1시간 동안 유지된 후에 40 ksi 이상의 항복 강도 및 직경 1.0 마이크로미터 미만의 평균 입도(grain size)를 갖도록 하는, 상기 단계
    를 포함하는, 고강도 알루미늄 합금의 형성 방법.
  2. 알루미늄 합금을 포함하는 배킹 플레이트(backing plate)를 포함하는 스퍼터링 조립체로서, 상기 알루미늄 합금은
    알루미늄으로 형성된 금속 매트릭스; 및
    상기 금속 매트릭스 전반에 걸쳐 분포된 스칸듐을 함유하는 분산질
    을 포함하고,
    상기 스칸듐은 상기 알루미늄 합금의 0.2 중량% 내지 0.5 중량%의 중량 백분율로 존재하고, 지르코늄은 상기 알루미늄 합금의 0.2 중량%의 중량 백분율로 존재하고, 상기 알루미늄 합금은 상기 알루미늄 합금이 300℃의 온도에서 1시간 동안 유지된 후에 40 ksi 이상의 항복 강도 및 직경 1.0 마이크로미터 미만의 평균 입도(grain size)를 갖는, 스퍼터링 조립체.
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